автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Поверхностное упрочнение инструментальных сталей

На правах рукописи

БЕЛАШОВА Ирина Станиславовна

ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ

СТАЛЕЙ

05.02.01 - Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва 2005

Работа выполнена в Московском автомобильно-дорожном институте (государственном техническом университете)

Научный консультант: доктор химических наук, профессор Шашков Дмитрий Павлович

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор Карпман Марк Григорьевич,

доктор технических наук, профессор Крапошин Валентин Сидорович,

доктор физико-математических наук, профессор

Щербединский Геннадий Васильевич.

Ведущая организация: ФГУП ГНЦ РФ НПО «ЦНИИТМАШ», г. Москва.

Защита состоится « / т^ » & 2005 г. в № часов на заседании

диссертационного совета Д. 212. 126. 03 в Московском автомобильно-дорожном институте (государственном техническом университете) по адресу: 125319, Москва, Ленинградский проспект, 64, ауд. 42.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МАДИ (ГТУ).

Автореферат разослан « £13_2005 г.

Ученый секретарь совета, доктор технических наук

Петрова Л.Г.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Одним из основных направлений современного материаловедения и термической обработки является создание инструментальных материалов с более высоким комплексом свойств и разработка новых упрочняющих покрытий для эффективного применения их в современном машиностроении.

К настоящему времени путь получения новых материалов в основном исчерпан, и ожидать получения составов, которые могли бы значительно превосходить физико-химические свойства известных, не приходится. Усложнение легирования сплавов и связанное с этим увеличение содержания в них упрочняющих фаз, например, в быстрорежущих сталях, привело к повышению служебных характеристик сплавов при одновременном снижении их технологической пластичности на различных стадиях производства, начиная от ковки и прокатки и кончая обработкой резанием и шлифовкой. Так, например, выход годного сортового проката на металлургических заводах для стандартной быстрорежущей стали Р6М5 в 4-6 раз больше, чем для сложнолегированной, менее пластичной стали марки Р12М4К8Ф2, имеющей более высокую твердость и высокие режущие свойства.

Подтверждением этого можно считать наметившуюся в последнее десятилетие тенденцию решать проблемы повышения служебных характеристик материалов, обеспечения высокой надежности, безопасности и экологической защищенности изделий за счет совершенствования существующих технологий получения материалов, нанесения покрытий и их термической обработки. В инструментальном производстве, например, при оптимизации технологий обработки увеличение твердости на 1-2 единицы HRC ведет к повышению эксплуатационной стойкости инструмента на 10-20%.

Поэтому разработка новых методов уже существующих упрочняющих технологий, повышающих прочность, износостойкость, коррозионную стойкость, сопротивление хрупкому разрушению, выносливость и другие механические и эксплуатационные характеристики материалов, безусловно, востребована и актуальна.

Одним из путей решения этой задачи является модифицирование поверхности базовых сталей с целью получения принципиально новых характеристик, которые определяют свойства изделия в целом. Модифицирование может осуществляться тремя способами: легированием поверхности через жидкую фазу, через твердую (из газовой фазы) и нанесением покрытий.

Модифицирование поверхности легированием через жидкую фазу позволяет решать задачу снижения материалоемкости дорогих

высоколегированных сталей путем замены их более дешевыми, экономнолегированными, с дополнительным поверхностным упрочнением.

В этой связи актуальной задачей является разработка перспективных упрочняющих технологий поверхностного лазерного легирования, проходящего в жидкой фазе, позволяющая получать на таких сталях механические свойства и рабочие характеристики, аналогичные характеристикам высоколегированных быстрорежущих инструментальных сталей.

Существующие традиционные технологии химико-термической обработки не всегда можно с успехом применять для поверхностного упрочнения режущего инструмента. Многие из них требуют сложного аппаратурного обеспечения, квалифицированного персонала, что приводит к большим энергозатратам и, в ряде случаев, к невозможности реализации в современных экономических условиях бурно развивающейся промышленности.

Поэтому актуальны и перспективны процессы низкотемпературного азотирования, находящие все более широкое применение из-за возможности регулирования свойств поверхностного слоя в зависимости от конкретных условий работы инструмента. Но существующие базовые, классические процессы низкотемпературного азотирования длительны, не всегда эффективны и не используют всех потенциальных возможностей. В частности, неиспользование возможностей насыщающих сред приводит к неоправданно большому расходу аммиака, выбросу вредных примесей в атмосферу, ухудшению экологии, большим энергозатратам, поэтому такие технологии требуют дальнейшей оптимизации и нового подхода к решению задач ресурсосбережений.

Различные условия работы инструмента и многообразие их видов предполагают и различные научно обоснованные технологии их упрочнения.

Существуют материалы, требующие дополнительных свойств от обрабатывающего инструмента. Это специальные стали и сплавы, металлокерамика, композиты и т.д., для которых на первое место выходят вопросы обрабатываемости, адгезии с материалом инструмента, снижение коэффициента трения. Для такого рода материалов применяется инструмент высокой твердости, теплостойкости, с низким коэффициентом трения, низкой адгезией с обрабатываемым материалом, что уменьшает схватывание и предотвращает налипание. Эти характеристики, как правило, имеет инструмент со специальным покрытием. Способов такого вида поверхностного упрочнения очень много. Одним из перспективных способов является осаждение покрытий из парогазовой фазы при разложении металлоорганических соединений. Достоинством этого метода являются низкая температура осаждения, что не приводит к разупрочнению основного металла, и высокая твердость и износостойкость получаемых покрытий.

Существующие технологии такого типа достаточно широко применяются для конструкционных сталей, где не учитываются особенности процесса резания, когда распределение температуры в зоне резания, давление материала на инструмент меняются в процессе от нулевых значений до определенного максимума, что предъявляет дополнительные требования к функциональным свойствам упрочненного слоя и изделия в целом. Поэтому изучение поведения таких покрытий в условиях дополнительного нагрева со значительным изменением всех свойств и разработка на этой основе комбинированной технологии, дающей более высокий уровень упрочнения, которого нельзя достичь ни при одном виде покрытий, являются актуальными.

В связи с этим несомненный научный и практический интерес представляет разработка системного подхода к осуществлению модификации поверхностного слоя инструментальных сталей: как легированием в жидкой фазе путем оплавления поверхности, так и диффузией из газовой фазы, и комбинированным упрочнением с нанесением покрытий.

Цель работы. Целью настоящей работы является разработка научных основ и технологий поверхностного упрочнения инструментальных сталей для повышения механических и режущих характеристик инструмента.

В связи с этим были поставлены и решены следующие задачи.

1. Разработка теории лазерного поверхностного легирования с целью создания на поверхности дешевых углеродистых или низколегированных сталей слоев нового химического состава (новой стали), аналогичных по свойствам быстрорежущей стали.

2. Выбор оптимального химического состава легирующей композиции с целью получения максимальных режущих свойств инструмента.

3. Разработка математической модели лазерного поверхностного легирования одно-, двух- и трехкомпонентными системами с получением максимально высоких режущих свойств инструмента.

4. Изучение процесса насыщения углеродистых и низколегированных инструментальных сталей карбидообразующими элементами и углеродом из обмазок при локальном лазерном нагреве до оплавления, а также кинетики формирования зон лазерного легирования, влияния параметров обработки на размеры зон упрочнения, их фазовый состав, получаемую структуру, физико-механические и режущие характеристики.

5. Разработка оптимальной технологии лазерного поверхностного легирования инструмента с целью замены в некотором интервале скоростей резания инструмента из быстрорежущей стали на инструмент из низколегированной или даже углеродистой стали.

6. Исследование температурных полей инструмента с целью исследования эффективности лазерной технологии поверхностного упрочнения, а также для определения интервала допустимых температур при термоциклировании в процессе азотирования и температур дополнительной термической обработки при комбинированном упрочнении инструмента с использованием осаждения покрытий при разложении металлоорганических бис-ареновых соединений хрома.

7. Разработка нового метода азотирования в условиях газоциклических и термогазоциклических воздействий с целью сокращения длительности процесса, снижения расхода газа, увеличения толщины диффузионного слоя и механических характеристик материала в целом.

8. Исследование влияния длительности полуциклов на стадии насыщения и деазотирования на строение и фазовый состав диффузионного слоя с целью получения на поверхности требуемого сочетания фаз, исходя из условий работы инструмента.

9. Изучение кинетики нанесения на режущий инструмент пиролитических хромовых покрытий с целью разработки комбинированной технологии, позволяющей искусственно вызывать частичную кристаллизацию аморфной фазы в покрытии и при этом резко изменять физико-механические характеристики.

10. Разработка научных рекомендаций по выбору технологии или мегода упрочнения для различного вида инструментов с целью получения оптимального сочетания заданных эксплуатационных характеристик инструмента, технологических параметров обрабатываемого материала и экономичной реализации предлагаемых процессов.

Научная новизна. Новыми являются:

разработанные физико-химические основы поверхностного упрочнения инструментальных сталей методом легирования с оплавлением поверхности лазерным нагревом, позволяющие получать на поверхности дешевых углеродистых или низколегированных сталей модифицированные слои нового химического состава с принципиально новыми механическими характеристиками;

- математическая модель лазерного поверхностного легирования, позволяющая связать составы насыщающих композиций и рабочие характеристики инструмента;

- введенная для процесса лазерного легирования характеристика интегральной микротвердости и корреляционная зависимость ее с интенсивностью изнашивания при работе инструмента;

- диаграммы преимущественных режимов лазерного легирования при различной плотности мощности излучения и количестве наносимой обмазки;

экспериментально установленные закономерности влияния технологических параметров лазерной обработки (плотности мощности излучения, коэффициента перекрытия лазерных пятен, плотности наносимой обмазки) на структуру, фазовый состав и механические и режущие характеристики инструментальных сталей;

- экспериментально полученные и аналитически рассчитанные диаграммы распределения температурных полей режущей кромки, позволяющие прогнозировать температурные режимы работы инструмента из низколегированных сталей после лазерного поверхностного легирования;

- принципиально новый метод низкотемпературного азотирования -газоциклическое и термогазоциклическое, и новый технологический параметр процесса - длительность полуциклов, позволяющий просто, эффективно и доступно регулировать структуру, фазовый состав и свойства поверхности;

- кинетические закономерности формирования и рассасывания диффузионного слоя при газо- и термогазоциклическом азотировании;

- комбинированный способ поверхностного упрочнения инструмента для обработки труднообрабатываемых материалов, заключающийся в нанесении пиролитических хромовых покрытий из металлоорганических соединений с последующим печным или лазерным отжигом, дающим резкое повышение твердости, износостойкости, теплостойкости и режущих характеристик инструмента;

- экспериментально установленные закономерности влияния параметров дополнительной термической обработки (температуры и продолжительности отжига, плотности мощности лазерного излучения) на структуру, фазовый состав и эксплуатационные характеристики инструмента.

Практическая значимость и реализация результатов работы.

Исследована широкая номенклатура режущего инструмента, работающего в различных условиях эксплуатации, и применительно к ним разработаны оптимальные технологии, позволяющие получать высокий комплекс эксплуатационных характеристик. Для инструмента простой формы с небольшой поверхностью режущей кромки, работающего с высокими скоростями резания, разработана и предложена к внедрению технология упрочнения путем лазерного легирования с оплавлением поверхности. Предложены рекомендации по выбору химического состава насыщающих обмазок и их количественному соотношению. Разработаны оптимальные технологические параметры процесса поверхностного упрочнения, обеспечивающие требуемые рабочие характеристики инструмента из экономнолегированных сталей, аналогичные, а в ряде случаев более высокие, чем у быстрорежущих сталей.

Разработана методика расчета износа и интенсивности изнашивания инструмента после лазерного поверхностного легирования с учетом механизма массопереноса легирующих элементов и химических составов насыщающих обмазок.

Для инструмента со сложной геометрией режущей поверхности и большой ее протяженностью обоснована целесообразность использования технологии низкотемпературного азотирования в условиях газо-и термогазоциклических воздействий взамен применяющегося в настоящее время классического азотирования в проточном аммиаке. Разработаны рекомендации по длительности полуциклов насыщения и рассасывания, позволяющие регулировать строение и фазовый состав поверхности инструмента и получать те или иные эксплуатационные характеристики, исходя из условий его работы

Для сложнообрабатываемых материалов разработана технология комбинированного поверхностного упрочнения с нанесением пиролитических хромовых покрытий и последующим печным или лазерным отжигом. Выработаны рекомендации по технологическим параметрам дополнительной термической обработки для обеспечения более высокого повышения режущих характеристик инструмента.

Разработанные технологии лазерного поверхностного легирования прошли промышленное опробование на предприятии Ракетно-космической корпорации им. С.П.Королева, на заводе «Водоприбор», г. Москва. По результатам испытаний при резании ресурс работы значительно увеличен, стойкость инструмента из стали ХВГ возросла в 5-7 раз. В НПО «Плазма Поволжья», г. Саратов, предложенная технология используется для изготовления режущих инструментов в стоматологии и в учебно-научной лаборатории «Материаловедение и технология конструкционных материалов» при чтении курса лекций для специальностей 120700 и 190500, а также при разработке специального мелкоразмерного концевого инструмента для обработки костного ложа под установку внутрикостных имплантатов с плазменно-дуговыми биопокрытиями. Технология термогазоциклического азотирования внедрена на предприятии ФГУП «Завод «Топаз». Инструмент, упрочненный по комбинированной технологии с нанесением пиролитического хромового покрытия и дополнительным лазерным отжигом, применяется для обработки пьезокерамики в НИИ «Элексирон», г. Ростов-на-Дону. При вырезании из крупногабаритных блоков высокоплотной керамики (керамические системы цирконата-титаната свинца ЦТС-19, ЦТС-26) призматических элементов наблюдается значительное повышение качества поверхности, резкое уменьшение сколов. Методика расчета износа по интегральной микротвердости и компьютерная программа вычисления коэффициентов регрессии уравнений, связывающих износ инструмента с составами насыщающих обмазок, внедрены в учебном процессе на кафедре

Металловедения и термообработки МАДИ (ГТУ) при чтении курса лекций «Фрикционное материаловедение», а новый подход к азотированию - в общем курсе «Материаловедение».

Апробация работы. По теме диссертации опубликовано 36 печатных работ, 1 авторское свидетельство и 2 монографии.

Основные положения диссертации доложены и обсуждены на 29 конференциях, совещаниях, семинарах, в том числе: на Республиканской научно-технической конференции «Создание и использование лазерной техники и технологии», г. Киев, 1985 г.; на зональной конференции «Современные процессы поверхностного упрочнения», г. Пенза, 1985 г.; на Всесоюзной научно-технической конференции «Новые материалы и технологии термической обработки», г. Киев, 1985 г.; на научно-технической конференции «Химико-термическая обработка деталей машин и инструмента», г. Нижний Тагил, 1986 г.; на Всесоюзной научно-технической конференции «Новые материалы», г. Челябинск, 1987 г.; на Всесоюзном научно-техническом семинаре «Лазерная техника и технология», г. Вильнюс, 1988 г.; на научно-технической конференции «Социально-экономические проблемы управления производством», г. Калуга, 1995 г.; на 3-ем Собрании металловедов России, г. Пенза, 1998 г; на Международной научно-практической конференции «Проблемы безопасности на транспорте», г. Гомель, 2000 г.; на П (1996 г.), Ш (1997 г.), IV (1998г.), V (1999г.), VI (2000г.), IX (2003г.), X, XI (2004 - 2005 гг.) Международном симпозиуме «Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред», Москва, Ассоциация «Механика и технологии»; на научно-методических совещаниях заведующих кафедрами металловедения и ТКМ вузов России, Ярославль, 2002 г., Саратов, 2003 г., Нижний Новгород, 2004 г.; на технологической секции научно-технической конференции (НКТБ «Пьезоприбор» РГУ, РДФ НИИФИ) в рамках V Международного гидроавиасалона, г. Геленджик, 2004 г.; на 42-й (1984 г.), 43-й (1985 г.), 44 (1986 г.), 45 (1987 г.), 46 (1988 г.), 54 (1996 г.), 58 (2000 г.), 59 (2001 г.), 61(2003 г.) научно-исследовательских конференциях МАДИ.

Работа выполнялась на кафедре металловедения и термообработки Московского автомобильно-дорожного института (государственного технического университета) в соответствии с планами научно-исследовательских работ. Диссертационная работа является логическим продолжением исследований, проведенных на кафедре под руководством профессора Ю.М.Лахтина. Отдельные этапы работы выполнялись по гранту ТОО-5.8-772, раздел «Металлургия» фундаментальных исследований в области технических наук Министерства образования РФ.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, трех частей (12 глав), заключения, библиографического списка из

218 источников и приложений. Работа содержит 374 страницы текста, 179 рисунков и 15 таблиц. В приложении помещена программа расчета коэффициентов регрессии канонических уравнений, авторское свидетельство и акты о промышленном использовании результатов работы.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Часть 1. Глава 1. Методы поверхностного упрочнения инструментов

Проведен анализ наиболее распространенных методов упрочнения инструментальных материалов - диффузионного насыщения стали углеродом и азотом (цементация, азотирование, нитроцементация, цианирование), неметаллами и металлами (борирование, алитирование, сульфидирование), а также методов ионно-плазменного реактивного напыления в вакууме, плазменных, газо-плазменных, детонационных, ультразвуковых и других методов упрочнения.

Рассмотрены достоинства и недостатки каждого из методов. На основании такого проведенного анализа обоснован выбор методов (способов) поверхностного упрочнения, которые были изучены и модифицированы в диссертационной работе.

Глава 2. Поверхностное упрочнение инструментальных сталей методом легирования с использованием лазерного нагрева до оплавления

Исследовано действие лазерного излучения на упрочняемый материал, в частности, решена задача определения количества удельной энергии, непосредственно поглощенной материалом, и скорости ее рассеивания в нем, т.е. доли полезной энергии в излучении ОКГ, которая влияет на структурные и фазовые изменения модифицированной поверхности инструментальной стали. При расчете учтены практически все факторы, влияющие на процесс лазерного легирования: энергетические характеристики излучения (плотность мощности и время воздействия теплового источника, пространственно-неоднородное распределение интенсивности по пучку и его геометрические параметры, определяемые конструкцией резонатора, видом активной среды, системой фокусирования излучения), теплофизические характеристики обрабатываемого материала, размеры облучаемого изделия, шероховатость его поверхности, толщина обмазки.

В окончательном виде доля полезной энергии Ь'лал рассчитывается по формуле Епо, = 2Ф(г/5) = 2Ф (п! 2А), где ф(и) - функция Лапласа, Г-радиус лазерного пятна, - толщина обмазки, - коэффициент сосредоточенности, определяющий степень «остроты» источника излучения, зависящий от оптических характеристик фокусирующей системы лазера, и поэтому может быть целенаправленно измененным.

Исходя из поставленной задачи, выбраны химические составы насыщающих композиций. Исследовано большое количество элементов в

качестве легирующих обмазок. Критерием пригодности компонентов явилась достигаемая максимальная микротвердость и введенная характеристика интегральной микротвердости. Исходя из этого, в качестве экспериментальных обмазок были выбраны титан, ниобий и углерод.

При работе инструмента важна характеристика всего слоя, и случайные выбросы твердости на графике распределения ее по толщине упрочненного слоя, учитывая конвективный характер массопереноса по ванне плавления, не имеют принципиального значения. Интегральная микротвердость - это интеграл от распределения микротвердости по глубине слоя, доказана ее адекватность и связь с износостойкостью.

Найдены оптимальные количественные соотношения легирующих компонентов в обмазке, для чего применен метод симплексных решеток Шеффе, при котором состав многокомпонентной системы задается точкой в симплексе. Факторным пространством в данном случае является двухмерный симплекс (рис.1), для которого выполняется следующее условие:

(1)1^=1

1<Х<3

Рис.1. Факторное пространство (план эксперимента).

Симплексная решетка {3,4}: X] - содержание углерода, % (по массе); Х2 - содержание ниобия, %;

Х3 - содержание титана, % ; 0<С<50, %; О <М) < 100, %; 0 < "Л <100, %

Для оценки коэффициентов аппроксимирующего полинома степени во всех точках плана, соответствующих узлам -решетки,

реализованы опыты и определены отклики системы

Построена математическая модель, адекватно описывающая процесс лазерного поверхностного легирования одно-, двух- и трехкомпонентными системами с получением максимально высоких режущих свойств. Решены уравнения, связывающие составы насыщающих композиций и главную рабочую характеристику инструмента - его износостойкость. При этом следует отметить, что процесс лазерного легирования достаточно сложно описать математически и выбрать вид необходимой модели, так как трудно

предположить характер комплексного влияния легирующих элементов на параметр оптимизации. Поэтому предложена модель, представляющая собой полиномы Шеффе, с разной степенью точности описывающие процесс лазерного легирования. В общем случае q переменных линейная насыщенная модель в форме канонического полинома имеет вид:

Коэффициенты регрессии вычислены по программе, и окончательно зависимость износа инструмента от состава насыщающих обмазок представлена следующим образом:

у = 0,147*, + 0,044*2 + 0,042*3 - 0,146х,*2 - 0,087*,*з - 0,038*2*3 + + 0,073^*2^-х2) + 0,083^*3(х, -)-0,056*2*3-*3) + + 0,106 Х]Х3 (*; - хз)2 - 0,016 + 0,017*у*/*5 - 0,220 *рсз*/

С учетом того, что исследуется новый процесс, имеющий случайный характер распределений характеристик, была проверена правомочность применения всех параметров и исключены случайные систематические ошибки с использованием теории вероятности и математической статистики: проверены все статистические гипотезы, сделана оценка дисперсий, подсчитаны дисперсии неадекватности и воспроизводимости, однородность дисперсий проверяли по применяемым в этих случаях критериям Стьюдента и Фишера, проверена адекватность полученных уравнений.

По результатам экспериментов и расчетов построены диаграммы «состав насыщающих обмазок - свойства инструмента» (рис.2), позволяющие прогнозировать интегральную микротвердость и износ инструмента при различных составах насыщающих композиций.

Определена высокая корреляция между двумя функциями -интегральной микротвердостью и износом. Подсчитан коэффициент парной корреляции, равный и составлено уравнение регрессии

с помощью которого значительно упрощается задача выбора обмазки для легирования инструмента.

С учетом методики проведенных экспериментов и расчетов обоснована универсальность полученных уравнений и зависимостей. Данный метод расчета предложен для любых обмазок и любых процессов с аналогичным механизмом упрочнения, т.е. создана и предложена методология лазерного легирования инструмента.

х, (ИЬ) <18 0,7 0,6 Й й Й а~>

-X,

Рис. 2. Зависимость износа инструмента от состава легирующей обмазки (изолинии функции у). Точками отмечены исследуемые в работе составы

Для дальнейшего исследования экспериментально определены и теоретически обоснованы следующие оптимальные составы обмазок: 77 (50%(по массе)) + № (50%); 77 (60%) + т (30%) + С (10%); 77 (20%) +Ш (70%) + С (10%).

Глава 3. Исследование процессов лазерного легирования инструментальных сталей

Проведены комплексные экспериментальные исследования строения и фазового состава модифицированных слоев углеродистой стали У10 и низколегированной ХВГ после лазерного поверхностного легирования (ЛПЛ) из обмазок с привлечением методов оптической металлографии, электронной микроскопии, фазового рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов.

Определено влияние параметров лазерного излучения, а также химических составов обрабатываемого материала и обмазки на размеры зон упрочнения, однородность и фазовый состав этих зон, и на этой основе экспериментально определена область оптимальных значений плотностей энергии, при которых наблюдается гарантированное легирование. Установлено влияние состава насыщающей среды на зону плавления: при добавлении 10% (по массе) углерода (графита) в легирующую смесь титана и ниобия глубина и диаметр зоны плавления (ЗП) несколько увеличиваются. Построены диаграммы, связывающие режимы лазерного легирования с размерами зон упрочнения.

Изучена кинетика формирования зон легирования. Установлено, что высокие скорости нагрева и охлаждения в локальной области упрочняемого

материала определяют и необычные структурные и фазовые изменения в ней, например, появляются либо очень высокая концентрация легирующих элементов в твердом растворе, либо повышенная степень дисперсности фаз в упрочненной зоне, либо развитая дислокационная структура, что является следствием волн тепловых напряжений, которые развиваются при таких резких термических циклах. Это, в конечном счете, благотворно влияет на физико-механические и эксплуатационные характеристики упрочняемых материалов.

Зона лазерного воздействия состоит из зоны расплавленного и быстро закристаллизовавшегося металла (ЗП) и зоны термического влияния (ЗТВ), в которой все структурные изменения происходят в твердом состоянии. А затем наблюдается переходный слой и материал основы.

Установлено, что изменения в структуре и твердости при легировании титаном, ниобием и углеродом происходят только в зоне плавления. Зона плавления имеет мелкодисперсную структуру и отличается наличием дендритных игл, с увеличением скорости охлаждения исчезают оси второго порядка, нарушается плоский фронт кристаллизации, что ведет к образованию иглообразных структур, где иглы вытянуты по направлению максимальной скорости охлаждения. Характерной особенностью легированных слоев является наличие зон с различной травимостью в разных областях зоны плавления. При этом и микротвердость скачкообразно изменяется от 9000 до 18000 МПа. Этот эффект характерен для небольшого количества обмазки. При увеличении количества обмазки и соответственно концентрации легирующих элементов в зоне плавления структура становится более однородной (рис.3), что подтверждается съемками поперечного сечения легированных слоев в характеристическом излучении элементов.

На всех микроструктурах обращает на себя внимание зона термического влияния сталей ХВГ и У10, в которой высокий уровень термопластической деформации в условиях облучения приводит к измельчению и искажению зерен твердого раствора.

При исследовании фазового состава и микрорентгеноспектральном анализе структур установлено, что после лазерного легирования образуется неравномерная структура, состоящая из мелкодисперсных карбидов титана, карбидов ниобия, цементита, мартенсита и большого количества легированного титаном и ниобием аустенита (на микрофотографиях это белые, плохо травящиеся участки). В стали ХВГ после обработки наблюдается до 25-30% аустенита остаточного, а в стали У10 - 20-30%. Отмечается некоторое количество оксидов железа, не оказывающих существенного влияния на комплекс свойств.

Отмечено, что все перечисленные фазы присутствуют в легированном слое при всех исследуемых режимах лазерного легирования.

При фазовом анализе не обнаружено каких-либо других фаз, которые оказывали бы значительное упрочняющее действие при лазерном

легировании, и существованием которых можно было бы объяснить заметное улучшение физико-механических и эксплуатационных свойств исследуемых сталей.

а) б)

Рис. 3. Микроструктуры зон легирования стали ХВГ после насыщения ниобием и титаном (1:1), £шт=25Дж, х750; количество обмазки:

Представлен механизм получения новой, модифицированной структуры в зоне плавления. При расплавлении под действием лазерного луча исходные карбиды в стали расплавляются в жидкой ванне полностью или частично (тугоплавкие карбиды вольфрама). Вследствие быстрой кристаллизации характер распределения этих карбидов такой же, как и в жидкой фазе, без заметного перераспределения их в твердом состоянии после кристаллизации. Поэтому в окончательно сформировавшейся структуре зоны упрочнения исходные карбиды будут более дисперсными. Кроме того, во время пребывания в жидком состоянии дополнительно образовываются карбиды титана и ниобия вследствие большого сродства их к углероду. В результате такая структура будет иметь более высокую твердость и, соответственно, повышенное сопротивление износу. Наличие зон с равномерным распределением легирующих элементов объясняется параллельным действием механизмов конвективного и термодиффузионного переноса вещества в зоне плавления. При параллельном действии этих механизмов массопереноса происходит непрерывное «рассасывание» конвективных потоков легирующего вещества в результате теплового движения молекул, что способствует выравниванию концентрации по объему ванны плавления.

Глава 4. Исследование механических свойств инструментальных сталей после лазерного поверхностного легирования

Представлены экспериментальные зависимости интегральной микротвердости от параметров лазерной обработки и толщины наносимой обмазки и рекомендованы оптимальные режимы лазерного легирования.

Проведен анализ профипограмм легированной поверхности стали ХВГ, установлены оптимальные фокальные расстояния линзы ОКГ и припуски на дополнительную механическую обработку. Разработаны и предложены технологические режимы оптимального лазерного поверхностного упрочнения инструментальных сталей методом легирования из обмазок с использованием лазерного нагрева до оплавления.

Для получения высоких эксплуатационных характеристик на сталях У10, ХВГ исследован температурный интервал работоспособности слоев, т.е. теплостойкость после лазерного поверхностного легирования оптимальными составами обмазок. Экспериментально установлено, что лазерное поверхностное легирование (ЛИЛ) титаном, ниобием и углеродом существенно повышает теплостойкость исследуемых сталей. Распад упрочняющих фаз при легировании титаном и ниобием без углерода начинается после отжига при температуре 400°С, а для слоев, насыщенных титаном и ниобием с добавлением графита - при 550-600°С. При этом этот процесс происходит значительно медленнее и на более высоком уровне твердости, чем в эталонной стали Р6М5, причем до 700-800°С сохраняется высокая твердость легированных лазером сталей, превышающая твердость быстрорежущей стали (рис.4)

Температура отжига, I

Рис. 4. Зависимость микротвердости легированного слоя от температуры отжига, обмазка:

ЛПЛ - лазерное поверхностное легирование; ЛТО - лазерная термическакя обработка; ТО - стандартная термическая обработка

При дополнительном нагреве, который аналогичен разогреву режущей части при резании с высокими скоростями, отмечено заметное выравнивание структуры, более мелкодисперсное строение зоны лазерного легирования и, соответственно, повышенная ее травимость.

Определены кинетические закономерности изменения свойств по слоям упрочненной зоны. Для каждого из структурночувствительных показателей слоя (поверхностной микротвердости при нагрузке 100 МПа Н100,

микротвердости на глубине Н)„ модуля Юнга Е; а также Н^Е; Н^Нюо) найдена корреляция с интенсивностью изнашивания J, которая определяется суммой вкладов этих показателей:

У = 3,47 - 76,38 (Я*/£) - 14,42 (£) - 0,80 (Я„) ■ ИГ10, (3)

т.е. наибольшее влияние на интенсивность изнашивания при трении скольжения оказывает параметр Подтвержден факт, что

износостойкость зон лазерного легирования в большей степени зависит от степени неоднородности, гетерогенности и типа структуры, нежели от твердости, что отмечалось при использовании интегральной микротвердости.

При исследовании ударной вязкости на образцах с поверхностным упрочнением оказалось, что лазерное поверхностное легирование снижает ударную вязкость, но очень незначительно по сравнению с процессами химико-термической обработки, при которых сопротивление ударным нагрузкам может уменьшиться на порядок. Из всех исследуемых режимов легирования самую низкую ударную вязкость имеют образцы с большим содержанием углеродной составляющей. Разогрев инструмента при резании, т.е. фактически отпуск поверхности, приводит к некоторому увеличению ударной вязкости и более вязкому характеру излома.

Глава 5. Исследование износостойкости и режущих свойств инструмента после лазерного поверхностного легирования Проведены комплексные экспериментальные исследования износостойкости режущих пластин из исследуемых сталей после ЛПЛ в принципиально разных условиях - при трении скольжения и в процессе резания с целью установления величины стойкости режущего инструмента в различных условиях его эксплуатации.

Предварительно установлена оптимальная геометрия нанесения лазерных пятен. Наилучшая износостойкость при трении скольжения достигается при точечном касании лазерных пятен, при этом обеспечивается оптимальное соотношение между площадями мягких необработанных и твердых обработанных участков поверхности, и создаются благоприятные условия для подачи смазки и вывода продуктов износа из зон трения.

Рассмотрены и проанализированы результаты износных испытаний образцов: износ и интенсивность изнашивания, коэффициенты трения, температура в зоне контакта колодки с роликом. Экспериментально установлено, что износ образцов из сталей У10 и ХВГ, поверхностно-упрочненных обмазкой находится не только на уровне износа

образцов из стали Р6М5 после традиционной объемной закалки и трехкратного низкого отпуска (ТО), но даже заметно ниже. Это позволяет предположить их высокую стойкость к ужесточенным режимам резания, при котором уровень контактных нагрузок во много раз выше.

Установлена корреляционная связь интенсивности изнашивания с температурой в зоне контакта колодки с роликом и со значением установившегося коэффициента трения. Отмечено также, что лазерное поверхностное легирование снижает чувствительность поверхности материала к удельной нагрузке, и она практически не влияет на величину коэффициента трения.

Полученные номограммы износа образцов в условиях, моделирующих процесс резания, подтвердили ранее установленный оптимальный технологический режим поверхностного упрочнения сталей лазерным легированием.

Исследование режущих свойств и стандартные для инструмента испытания «скорость-стойкость» проведены на режущих пластинках с 50%-ным перекрытием лазерных пятен, так как при резании определяющим является поверхностная твердость, и мягкие составляющие поверхности в зоне контакта должны быть исключены (рис.5 и 6). Определено, что период приработки (начальный износ) у сталей ХВГ и У10, легированных титаном, ниобием и углеродом, такой же как и у стали Р6М5, прошедшей стандартную термообработку, и плавно переходит в период нормального износа. У этих же сталей после печной стандартной термообработки и лазерной термообработки без легирования износ значительно выше (кривые 1 и 2 на рис.5).

Наблюдаемый провал на кривой стойкости резцов, обычно характерный только для быстрорежущих сталей и связанный с наростообразованием, позволил предположить, что механизм изнашивания сталей У10 и ХВГ после ЛПЛ такой же, как и у быстрорежущих сталей.

1 1,5 2 3 4 5 6 8 10 15 20 30 40 Время работы резца, мин

Рис.5. Износ резца из стали ХВГ по главной задней поверхности после лазерного поверхностного легирования: 1 - стандартная термообработка; 2 - лазерная термообработка; 3 - обмазка Т7:М>.'С = 6:3:1; 4 - обмазка Тг.ИЬ — 1:1; 5 - Р6М5 (стандартная термообработка). Обрабатываемый материал - сталь 45. Скорость резания 30 м/мин

I 5 б 7 8 9 10 15 20 25 30 40 Скорость резания V, м/лшн.

Рис.6. Стойкость резцов из стали ХВГ при различных скоростях резания.

Обозначения кривых при легировании аналогичны рис. 5.

Представлены фотографии этапов износа режущих пластин из стали ХВГ, на которых наглядно можно увидеть, сравнить и проанализировать износ после различных режимов термической обработки пластин.

На основе проведенных исследований установлена высокая стойкость резцов из сталей У10 и ХВГ после ЛПЛ в условиях повышенных и высоких скоростей резания (до 25-30м/мин) и определены диапазоны скоростей, при которых возможна замена инструмента из стали Р6М5 на инструмент из стали У10 или ХВГ, упрочненный по разработанной оптимальной технологии.

Глава 6. Исследование температурных полей инструмента после лазерного поверхностного легирования

Учитывая то, что тепло, возникающее в процессе резания, влияет на стойкость инструмента, на его износ, на качество обработанной поверхности, а также изменяет коэффициент трения на передних и задних поверхностях инструмента и т.д., нами получены экспериментально и рассчитаны аналитически температурные поля резцов после ЛПЛ.

На экране тепловизора была получена полутоновая картина температурного поля, позволяющая качественно оценить его после лазерного легирования и сравнить со стандартными обработками, а с помощью осциллограмм были построены температурные поля, позволяющие дать количественную оценку температур в зоне резания. Для этого использовались изотермические изображения температурных полей (рис.7).

Температуры, рассчитанные теоретически и экспериментально полученные с экрана тепловизора, практически одинаковы и имеют незначительное расхождение (5-7%).

Из проведенного анализа температурных полей резцов установлено, что лазерное поверхностное легирование и полученная при этом новая, модифицированная поверхность инструмента приводят к резкому снижению

температур в режущем клине, замедляя процесс разупрочнения материала и повышая работоспособность изделий.

в)

Рис. 7. Изотермические изображения температурных полей резцов из стали ХВГ при обработке стали ЗОХГСА: 1 = 2 мм, 5 = 0,4 мм/об, скорость резания-25 м/мин; а - до лазерной обработки; б - сталь Р6М5 (стандартная термообработка); в - ЛПЛ: 77 : М> = 1:1, Ет„-25 Дж, 5 = 18 мг/см2

Глава 7. Разработка технологии лазерного поверхностного легирования инструментальных сталей На основе проведенных исследований даны рекомендации режимов лазерного легирования для режущего инструмента, изготовленного из углеродистых (У 10) и низколегированных (ХВГ) сталей.

Представлена диаграмма преимущественных режимов обработки с минимальным износом инструмента при изменении энергии излучения и плотности обмазки (рис.8). При построении диаграммы использовалась корреляционная связь интегральной микротвердости и износа.

Плотность обмазки, мг/см2

Рис. 7. Диаграмма преимущественных режимов обработки изделий из углеродистых (У10) и низколегированных (ХВГ) сталей. Состав обмазки: 77 (50%) + т (50%),

Часть 2. Поверхностное упрочнение инструментальных сталей методом легирования из газовой фазы

Обоснован выбор процесса низкотемпературного азотирования и нового метода азотирования - газо- и термогазоциклирования как эффективного и ресурсосберегающего способа химико-термической обработки.

Исследование технологий циклического и комбинированного газового азотирования, осуществляемого в режиме регулируемого насыщающего потенциала, является наиболее перспективным. Эти процессы позволяют, с одной стороны, получать заданное строение диффузионного слоя, а с другой -интенсифицировать процесс при одновременной экономии насыщающего газа.

Глава 8. Газоциклическое и термогазоциклическое азотирование

железа

Технология газо- и термогазоциклирования заключается в периодическом чередовании циклов насыщения и рассасывания азотированного слоя при максимально возможном снижении азотного потенциала насыщающей атмосферы. Термогазоциклическое азотирование -это двухстадийное азотирование с изменением температуры на стадии насыщения и рассасывания.

Определяющим фактором ускорения насыщения является коэффициент диффузии, который, как известно, зависит, в основном, от температуры и градиента концентраций. Поэтому для ускорения процесса и возможности его регулирования предложен термоцикл вместо изотермической выдержки при обычном проточном азотировании.

Температурный интервал определяется в соответствии с диаграммой железо-азот, где имеются критические точки, разделяющие области с различным фазовым составом, и с учетом распределения температур при резании. Правильный выбор температурного интервала термоциклирования является важным условием при исследовании влияния газо - и термогазоциклических воздействий на процесс азотирования. Температурный интервал был выбран так, чтобы процесс насыщения азотом (первая стадия цикла при азотировании) происходил ниже температуры эвтектоидного превращения по диаграмме состояния «железо-азот», т.е. при температурах ниже 591°С. При азотировании образцов из армко-железа эта температура составляла 520°С. Затем проводили деазотирование образцов (вторая стадия цикла), для чего отключали подачу аммиака, то есть давление аммиака в рабочем пространстве печи оставалось постоянным.

Верхняя граница термоциклирования при азотировании образцов из чистого железа составляла 620°С.

За счет термоцикла в слое идет циклическое фазовое превращение, то есть переход из низкотемпературной области, т. е. ниже температуры эвтектоидного превращения (591°С), где существует азотистый перлит, в область устойчивого аустенита, и наоборот. Это превращение сопровождается измельчением зерна в слое и соответственно большими диффузионными подвижками с одновременным существованием двух и более фаз с различными кристаллическими решетками и различными объемами; увеличением протяженности границ, а следовательно, и увеличением доли граничной диффузии, которая идет достаточно активно. Для дополнительного ускорения процесса деазотирования использовался фактор изменения объема в сплавах железа с азотом при эвтектоидном превращении: образование азотистого перлита и процесс азотирования оба идут с увеличением объема, т.е. термодинамически инициируют друг друга. Совокупность этих факторов и способствует ускорению процесса насыщения, приводит к увеличению интенсивности диффузии азота и увеличению толщины азотированного слоя.

Общее время газоциклического процесса азотирования равнялось 6 ч. Каждый цикл состоял из двух равных по времени полуциклов, при этом продолжительность каждого полуцикла составляла соответственно 0,5; 1; 1,5 и Зч. На первом полуцикле проводили классическое азотирование в потоке аммиака, на втором полуцикле проводили деазотирование в атмосфере

аммиака при закрытом клапане входа газа в контейнер. В дальнейшем этот газовый цикл азотирования повторялся.

Степень диссоциации аммиака в каждом первом полуцикле контролировали через каждые 15-20 мин с помощью водяного диссоциометра. При температуре насыщения 520°С степень диссоциации аммиака составляла 25-30%, при температуре 620°С - 40-45%. На каждом втором полуцикле степень диссоциации возрастала и составляла 68-70% при 520°С и 94-98% - при 620°С.

На первом полуцикле идет процесс насыщения поверхности азотом. При этом, как известно, интенсивно образуется нитридная зона, причем наиболее активно процесс идет, в соответствии с законом Фика и по результатам экспериментов, первые полчаса или час. Поэтому для интенсификации процесса время полуциклов соответствовало только активным участкам насыщения.

На втором полуцикле (стадия рассасывания) из-за прекращения подачи аммиака происходит диссоциация азотированного слоя, так как азотный потенциал падает практически до нуля, а молекулярный азот пассивен по отношению к железу. Нитридная зона состоит из метастабильных фаз, в которых азот является активным и способным к диффузии. В результате создается высокий градиент концентраций на границе нитридной зоны и зоны внутреннего азотирования, и начинается выравнивание концентраций, т. е. отток азота идет преимущественно в глубь металла, ускоряя процесс формирования слоя. И так повторяем несколько раз. В результате как диффузионным насосом закачиваем азот в глубь металла. Многократное повторение таких циклов приводит к образованию более толстых диффузионных слоев при азотировании по сравнению с обычным азотированием при этих же температурах в непрерывном потоке аммиака.

В целом при газо- и термогазоциклировании строение и фазовый состав упрочненных зон при насыщении и рассасывании сильно зависят от продолжительности полуциклов, причем оба процесса протекают по одинаковым закономерностям, и нельзя определить, какой из двух процессов будет преимущественным. Проведенные многочисленные эксперименты по исследованию кинетики формирования азотированного слоя на техническом железе как на модельном материале показали, что длительность полуциклов является новым технологическим параметром, позволяющим достаточно просто регулировать фазовый состав и строение слоя.

В ряде экспериментов процессы термогазоциклического азотирования заканчивались независимо от продолжительности полуциклов дополнительным насыщением в течение 30 мин, при этом общая продолжительность процесса насыщения составляла 6,5 ч.

Окончание процесса азотирования на стадии дополнительного насыщения обусловлено тем, что при деазотировании на последней стадии наблюдается рассасывание нитридных фаз, вплоть до появления на поверхности образцов фазы (азотистого феррита), что неблагоприятно отразилось бы на свойствах азотированного слоя.

Закономерности роста фаз при термогазоциклическом азотировании представлены на рис.8. Рост общей толщины азотированного слоя подчиняется параболической зависимости и, в общем, с уменьшением продолжительности полуциклов общая толщина слоя возрастает, причем, в основном, за счет ЗВА. При увеличении длительности полуциклов толщина слоя, наоборот, уменьшается, что связано с активно проходящим процессом деазотирования на 2-ой стадии цикла.

Рис.8. Зависимость толщины нитридной зоны (е- и у'-фаз), зоны внутреннего азотирования (ЗВА) и азотистого перлита-эвтектоида в армко-железе от продолжительности полуциклов; общее время процесса одинаковое - 6,5 ч. Температура азотирования - 520°С, деазотирования- 620°С

При сравнении толщины диффузионного слоя при газоциклическом и термогазоциклическом азотировании с обычным азотированием в проточном аммиаке следует отметить резкое увеличение общей толщины азотированного слоя. На рис.8 обычному азотированию соответствует продолжительность насыщения 6 ч, когда количество циклов равно нулю, то есть весь процесс состоит только из одной стадии насыщения в потоке аммиака без последующего деазотирования.

При газоциклическом азотировании при оптимальной продолжительности полуциклов 0,5-1ч толщина азотированного слоя возрастает в 1,5 раза в случае азотирования при 620°С и в 2,25 раза - при насыщении при 520°С по сравнению с обычным азотированием.

В случае термогазоциклического азотирования рост общей толщины слоя максимален. В этом случае толщина азотированного слоя примерно в 3 раза превышает толщину слоя, полученную после обычного азотирования (рис.9).

Во всех этих случаях рост общей глубины слоя происходит в основном за счет зоны внутреннего азотирования.

Полученные экспериментальные данные показывают, что при газоциклическом и особенно при термогазоциклическом азотировании и дополнительном насыщении в течение 0,5 ч на заключительной стадии наблюдается также значительное увеличение (в 1,5-2,5 раза) толщины зоны Е-фазы (см. рис.8), при этом глубина залегания у'-фазы в слое даже несколько уменьшается по сравнению с обычным (классическим) азотированием.

а) б)

Рис.9. Микроструктуры диффузионных слоев на армко-железе: а - обычное азотирование при 520°С в аммиаке, 6 ч; б - термогазоциклическое азотирование (температура насыщения - 520°С, деазотирования - 620°С); продолжительность полуциклов - 0,5 ч; общая продолжительность процесса- 6 ч; у - толщина азотированного слоя

Таким образом, установлено, что при газоциклическом и особенно при термогазоциклическом азотировании удается значительно интенсифицировать процесс насыщения образцов из чистого железа.

Результаты рентгеновского фазового анализа образцов после обычного азотирования в проточном аммиаке и после газо- и термогазоциклического азотирования при 520°С и 620°С показали, что после газоциклического азотирования по сравнению с обычным азотированием при этих же температурах наблюдается резкое увеличение толщины слоя фазы, а при термогазоциклическом азотировании толщина г-фазы резко возрастает еще и по сравнению с газоциклическим азотированием.

В следующей активной стадии нового цикла формирование нитридного слоя происходит на деазотированной поверхности, образующейся в ходе развития пассивной стадии на предыдущем цикле, поэтому состояние деазотированной поверхности существенно влияет на конечный результат и исследовалось нами достаточно подробно.

Диффузия азота при деазотировании имеет свои особенности. При деазотировании источником активного азота является сформированный азотированный слой, поэтому диффузия азота может осуществляться в двух направлениях от его концентрационного максимума в слое - в прямом, то есть по направлению в глубь металла, и обратном - по направлению из металла.

Как показал микрорентгеноспектральный анализ, при азотировании концентрационный максимум по азоту находится не на поверхности образцов, находящейся в контакте с насыщающей средой, а на некотором расстоянии от нее. И при увеличении длительности деазотирования непрерывно перемещается от поверхности металла к сердцевине с понижением своего абсолютного значения за счет рассасывания слоя и, соответственно, увеличения его толщины. Снижение градиента концентраций по азоту способствует замедлению и даже прекращению диффузии его в глубь металла.

При анализе деазотирования учитывались также и изменения, происходящие в зоне нитридов и других высокоазотистых фаз, особенно при термогазоциклическом азотировании.

Результаты деазотирования определяются температурой и временем выдержки на стадии рассасывания при газоциклическом азотировании, а также сформировавшейся на первой стадии цикла структурой нитридной зоны, которая является барьером для выхода азота из диффузионного подслоя в атмосферу.

На рис.10 схематически представлены отдельные этапы процесса деазотирования. На первом этапе диссоциирует е-фаза, а толщина сплошной зоны у'-фазы увеличивается. Затем и у-фаза также диссоциирует, превращаясь в пористую структуру. При этом отмечается рост зоны внутреннего азотирования. На втором этапе происходит рассасывание зоны внутреннего азотирования. При достаточно длительных выдержках нитридная

зона может полностью диссоциировать, и на поверхности образуется слой а-железа.

Исследовано изменение фазового состава диффузионного слоя в зависимости от времени полуциклов в том случае, когда последней стадией термогазоциклического насыщения было деазотирование (рассасывание). При температуре 520°С процессы рассасывания интенсивно проходят только при длительных полуциклах (свыше 1,5-3 ч), при этом наблюдается увеличение в слое у'-фазы и уменьшение 6-фазы, что указывает на деазотирование в глубь образца.

При повышении температуры газоциклического насыщения до 620°С процессы деазотирования на второй стадии процесса значительно интенсифицируются: е-фаза на поверхности образцов полностью рассасывается за 1-1,5 ч и интенсивность отражения линий от этой фазы близка к нулю.

Рис.10. Схема распределения концентрации азота по толщине азотированного слоя при последовательных этапах деазотирования

Наиболее интенсивно идет деазотирование при термогазоциклическом процессе. Так, е-фаза полностью рассасывается уже при длительности полуциклов 0,5 ч, при этом в слое резко возрастает количество Реа.Это, естественно, приводит к ухудшению физико-механических свойств поверхности изделий. Поэтому заключительной стадией газо- и термогазоциклического азотирования должно быть дополнительное азотирование. В нашем случае дополнительное азотирование проводилось в течение 0,5 ч. Именно для этих режимов газоциклического и термогазоциклического азотирования, когда длительность полуциклов,

Расстояние от поверхности

обеспечивающих наиболее интенсивное рассасывание нитридной зоны, небольшая, и характерен наиболее интенсивный рост диффузионного слоя при последующем дополнительном 30- минутном насыщении.

Послойный рентгеновский фазовый анализ образцов после термогазоциклического азотирования, заканчивающегося дополнительным 30- минутным насыщением, показал, что на поверхности образцов быстро, за 0,5 ч образуется 8-фаза, а количество Реп при этом понижается до нуля. По мере удаления от поверхности количество е-фазы уменьшается, а Реа -увеличивается. Кроме того, при этом в слое появляется и у'-фаза.

Исследование распределения азота по толщине азотированного слоя (рис.11) показало, что по мере удаления от поверхности содержание азота в слое увеличивается и достигает максимума, причем после обычного азотирования процентное содержание азота возрастает максимально до 8,5%, а после газо- и термогазоциклического азотирования - до 12%, что подтверждает факт более интенсивного насыщения азотом в условиях газоциклических и термогазоциклических воздействий.

Рис.11. Распределение азота по толщине азотированного слоя на армко-железе: 1 - обычное азотирование в проточном аммиаке,6 ч;

2 - газоциклическое азотирование, 6,5 ч (температура насыщения и деазотирования - 520°С, продолжительность полуциклов - 1 ч);

3 - термогазоциклическое азотирование, 6,5 ч (температура насыщения - 520°С, деазотирования - 620°С), продолжительность полуциклов - 0,5 ч

Максимум содержания азота на кривой его распределения по толщине слоя очень пологий и сдвигается в глубь при переходе от обычного азотирования к газоциклическому и особенно к термогазоциклическому, что объясняется исследованным и описанным в работе механизмом формирования диффузионного слоя.

о

> ¡Юн 20 25 30

Расстояние от поверхности у, мкм

Глава 9. Исследование кинетики формирования азотированного слоя на инструментальных сталях при газо- и термогазоциклических

воздействиях

Рассмотрены основные закономерности формирования азотированного слоя на инструментальных сталях в процессе газо- и термогазоциклического воздействия. Установлены зависимости толщины нитридной зоны, ее фазового состава, распределения микротвердости по глубине азотированного слоя, общей и эффективной толщины азотированного слоя от длительности полуциклов насыщения и рассасывания, а также от состава стали.

Исследуемые стали У8 и ХВГ являются типичными представителями инструментальных сталей, которые используются для изготовления различного режущего инструмента. Стандартная обработка для сталей такого типа - это закалка и низкий отпуск, однако они могут также упрочняться и азотированием, поскольку этот вид химико-термической обработки позволяет повысить износостойкость и теплостойкость поверхности инструмента, которая ответственна за его эксплуатационные свойства.

Отмечается существенное влияние термогазоциклического азотирования на распределение микротвердости по глубине слоя, а следовательно, и на толщину азотированного слоя. Максимальные значения микротвердости наблюдаются при длительности полуциклов 0,5 ч, что позволяет считать этот режим оптимальным. Установлено, что завершение процессов дополнительным насыщением в течение 1 ч позволяет увеличить толщину нитридной зоны, сформировать на поверхности фазу и уменьшить интенсивность а-фазы (рис.12).

Проанализировано изменение толщины карбонитридной зоны, то есть Б-и у' - фаз, и зоны внутреннего азотирования по результатам микроструктурного анализа после газоциклического азотирования при 520°С в течение 6,5 ч. С уменьшением продолжительности полуциклов на стадии насыщения и деазотирования толщина карбонитридных фаз и зоны внутреннего азотирования (подслоя) возрастает непрерывно и достигает максимального значения при продолжительности полуцикла 0,5 ч, при этом наиболее интенсивное увеличение общей толщины азотированного слоя происходит за счет зоны внутреннего азотирования. Толщина карбонитридной зоны при газоциклическом азотировании с продолжительностью полуциклов по 0,5 ч возрастает примерно в 3 раза по сравнению с обычным азотированием, а зона внутреннего азотирования - в 3,7 раза, при этом толщина карбонитридной зоны намного меньше зоны внутреннего азотирования.

Повышение температуры газоциклического азотирования до 620°С качественно кинетику формирования слоя не меняет, только толщина зоны внутреннего азотирования при продолжительности полуциклов по 0,5 ч увеличивается в 4,7 раза по сравнению с обычным азотированием при той же

температуре, а толщина е-фазы возрастает только в 2 раза. Толщина же азотистого эвтектоида и у -фазы при газоциклическом азотировании изменяется незначительно.

■8-е

5

а: ®

С

а: и

5 £

150 НО

во'

70 60 50 40 30 20 10 О

г с ай^

-----

ипкоспот б -фаза

с x

0.5 0.5 1.01.(1 1.51,5

Длительность полуциклов г, ч

Рис.12. Влияние длительности полуциклов на интенсивность излучения фаз азотированного слоя при поверхностном рентгеноструктурном анализе стали У8: температура азотирования - 520°С, деазотирования - 620°С; степень диссоциации аммиака - 60-65%; время азотирования -7 ч, заключительная стадия - насыщение в течение 1 ч

Наиболее резкое увеличение толщины азотированного слоя наблюдается после термогазоциклического азотирования, при этом общая толщина азотированного слоя растет также в основном за счет зоны внутреннего азотирования.

Максимальное повышение микротвердости в азотированном слое наблюдается также после термогазоциклического азотирования с продолжительностью полуциклов по 0,5 ч (кривая 3 на рис.13).

Это связано с более интенсивным процессом насыщения образцов азотом за счет образования в азотированном слое зоны азотистого эвтектоида, появление которого при деазотировании ускоряет этот процесс и, соответственно, ускоряет процесс азотирования на последующей стадии насыщения, а также вследствие измельчения зерна в слое при термоцикле.

При газоциклическом азотировании в течение 6,5 ч мы получили такие же слои, с такой же твердостью, как после обычного азотирования при той же температуре, но в течение 20 ч, а при термогазоциклировании - еще более высокую твердость и толщину диффузионного слоя при сокращении времени процесса с 30 до 6,5 ч.

Рис.13. Распределение микротвердости по толщине азотированного слоя стали ХВГ:

1 - обычное азотирование в аммиаке при 520°С, 20 ч; 2 - газоциклическое азотирование при 520°С; продолжительность полуциклов 0,5 ч при общей длительности 6,5 ч; 3 - термогазоциклическое азотирование: насыщение - 520°С, деазотирование - 620°С, продолжительность полуциклов 0,5 ч при общей длительности 6,5 ч;

4 - обычное азотирование при 520°С в аммиаке, 30 ч

Кроме того, полученные экспериментальные данные позволяют впервые рекомендовать технологический параметр - длительность полуциклов насыщения и рассасывания - как простой и дешевый, не требующий дополнительного оборудования способ регулирования строения, а следовательно, и физико-механических свойств азотированного слоя для получения на поверхности изделий требуемой по условиям эксплуатации той или иной фазы. Для режущего инструмента - это твердая и более пластичная -фаза.

Глава 10. Испытания на износ после термогазоциклического азотирования

Испытанию подверглись образцы, обработанные по трем различным режимам: 1) обычное азотирование при температуре 520°С в течение 25 ч при степени диссоциации аммиака 40-45% (базовый процесс);

2) термогазоциклическое азотирование с длительностью полуциклов 1 ч при температуре насыщения - 520°С, рассасывания - 620°С, общее время азотирования -7 ч, степень диссоциации аммиака на стадии насыщения - 4045%; завершающая стадия - насыщение в течение 1 ч (процесс обеспечивает максимальную эффективную толщину слоя);

3) термогазоциклическое азотирование с длительностью полуциклов 0,5 ч при тех же температурах насыщения (520°С) и рассасывания (620°С),

общее время азотирование -6 ч, степень диссоциации аммиака на стадии насыщения - 40-45%, завершающая стадия - рассасывание (процесс обеспечивает получение на поверхности металла хорошо развитой -фазы).

Коэффициент трения в нормальном режиме для базового процесса и термогазоциклического азотирования, заканчивающегося насыщением, оказался одинаковым, в то время как для процесса, заканчивающегося рассасыванием, коэффициент трения в 2 раза ниже, что связано с более высокой твердостью и пластичностью -фазы по сравнению с е-фазой.

После термогазоциклического азотирования с длительностью полуциклов 0,5 ч, завершающегося рассасыванием, интенсивность износа роликов в 2,3 раза ниже, чем после обычного азотирования. Интенсивность износа колодок при этом снижается в 1,8 раза. В данном случае повышение износостойкости обусловлено тем, что -фаза, получаемая на поверхности металла, является более твердой и пластичной, чем е-фаза, получаемая после обычного азотирования.

При исследовании износостойкости на установке, моделирующей процесс резания, минимальный износ наблюдается тоже при термогазоциклическом азотировании, заканчивающегося стадией рассасывания, и длительностью полуциклов 0,5 ч - износ почти в 2 раза меньше, чем при обычном азотировании.

При исследовании режущих свойств инструмента, обработанного по различным режимам азотирования, также установлено, что термогазоциклирование и в этом случае является преимущественным.

Предлагаемый новый метод термогазоциклирования позволяет значительно интенсифицировать процесс классического азотирования в проточном аммиаке, а именно: за 6,5 ч термогазоциклические процессы обеспечивают такой же уровень поверхностного упрочнения, как и обычное азотирование за 30 ч, т.е. время азотирования сокращено в 4-5 раз. Испытания на износ и исследование режущих свойств азотированных пластинок показали наилучшие результаты при термогазоциклировании, которое обеспечивает и экономию ресурсов за счет порционной подачи газа, и увеличение износостойкости упрочняемых деталей за счет образования на поверхности более пластичной и твердой - фазы.

Изменение всего одного технологического параметра - длительности полуцикла при газо- и термогазоциклическом азотировании- позволяет достаточно просто и эффективно регулировать параметры получаемых слоев.

Процессы термогазоциклического азотирования рекомендованы как значительно более эффективные и интенсивные ресурсосберегающие и экологически более чистые технологические процессы.

Часть 3. Упрочнение инструментальных сталей с применением комбинированных технологий

Исследовано поведение пиролитических хромовых покрытий (ПХП) в условиях неравномерного нагрева при работе инструмента и изменения в строении и свойствах режущей кромки, происходящие при разогреве ее до различных температур. Выбран температурный диапазон для изучения влияния дополнительного нагрева, то есть дополнительной термической обработки (отжига), на структуру, фазовый состав и свойства пиролитических хромовых покрытий.

Глава 11. Исследование покрытий из бис-ареновых соединений хрома

Определены режимы осаждения покрытий, дающие максимальный упрочняющий эффект при их дальнейшей термообработке. Это переходные режимы осаждения при температуре 450-480°С, позволяющие получать покрытия переходного типа с горизонтально-слоистой структурой, представляющей собой чередование аморфной составляющей (на микроструктуре это белые полосы) и мелкодисперсной хромо-карбидной смеси. Такие слои характеризуются наиболее сложным строением и фазовым составом. Причины слоистости структуры - в сложных процессах химического осаждения при термическом разложении жидкости «Бархос», цикличности ее подачи в испаритель, в возникновении колебаний параметров осаждения: температуры, концентраций, давления.

Изучено строение пиролитических хромовых покрытий, подвергнутых дополнительному нагреву, который имеет место при резании, а также влияние температуры и времени такого отжига на изменение их механических характеристик.

При исследовании дополнительного нагрева отжиг его проводили непосредственно в реакционной камере установки в условиях форвакуума в среде аргона. Нагрев до заданных температур осуществляли за счет нагревательной индукционной печи, либо проводили лазерную термообработку (отжиг) покрытий на технологической установке «Квант-16» единичными импульсами без перекрытия зон и без оплавления поверхности

Установлено, что в покрытиях, полученных в переходном режиме осаждения, при нагреве происходит кристаллизация аморфной составляющей, которая представляет собой пересыщенный аморфный твердый раствор углерода в хроме (рис.14,а). Зародышами при этом служат частицы мелкодисперсной хромо-карбидной смеси, входящие в состав покрытия. Аморфная фаза в таких покрытиях является метастабильной, и ее нагрев ведет к росту кинетической энергии атомов хрома и углерода, и переходу покрытия в равновесное состояние с образованием кристаллической структуры на базе карбидов хрома (рис. 14,б). Наблюдается

некоторое нарушение слоистости за счет выделения частиц карбидов и их конгломератов в отдельных участках слоя.

Рис.14. Микроструктуры пиролитического хромового покрытия (ПХП) переходного режима осаждения: а - исходное состояние; б - после отжига в вакууме (550°С, 1 ч); скорость осаждения N^««=1,3 мл/мин; время осаждения

Основными технологическими параметрами, влияющими на структуру покрытия, являются температура процесса и его продолжительность - при печном отжиге, и плотность мощности излучения - при лазерном отжиге.

Установлено, что отжиг при температурах ниже 540°С не вызывает в структуре покрытий никаких изменений. А при более высоких температурах отжига в покрытиях переходного режима осаждения происходят значительные структурные изменения, причем, чем выше температура отжига, тем больше будет кристаллической фазы. При температурах отжига выше 600°С и продолжительности 1 ч в таких покрытиях полностью исчезает первоначальная слоистость, и они приобретают характерную для кристаллического строения зернистую структуру. Оптимальной температурой отжига покрытий переходного режима осаждения принимается температура 550-560°С.

При выбранной температуре отжига 550°С и продолжительности его менее 0,5 ч существенных видимых изменений в структуре покрытия не наблюдается. С увеличением времени отжига процессы кристаллизации становятся более заметными, могут идти по всей толщине покрытия вплоть до полной его кристаллизации, нарушения слоистости покрытия и появления частиц карбидной фазы.

Установлено незначительное влияние толщины нанесенного покрытия на микроструктуру и степень его кристаллизации, и значительное влияние

продолжительности отжига. Так, при толщине покрытия 6-30 мкм существенных изменений в протекании процессов кристаллизации не наблюдается.

При 550°С после отжига в течение 0,5 ч только начинается процесс кристаллизации и при толщине покрытия 6 мкм, и 10 мкм, и 30 мкм. При длительности отжига 1 ч кристаллизация развивается в большей степени независимо от толщины покрытия.

Проведенные исследования по влиянию плотности мощности лазерного излучения на степень кристаллизации аморфной составляющей покрытия, полученного в переходном режиме осаждения, показали, что этот диапазон очень узок - от 1,0хЮ4 Вт/см2, когда кристаллическая составляющая еще только зарождается, до 2,5х104 Вт/см2, когда процесс кристаллизации почти полностью завершен (рис.15). При дальнейшем увеличении плотности мощности излучения происходит обособление карбидной фазы, и появление границ раздела между основой покрытия и кристаллическими карбидами.

Проведенные эксперименты показали, что увеличение продолжительности отжига в одинаковой степени влияет на интенсивность кристаллизации покрытий разной толщины, что имеет значение для обработки инструмента с неодинаковой толщиной покрытия в одной камере.

Рис.15. Микроструктура пиролитического хромового покрытия после лазерной термической обработки с плотностью мощности импульса 1¥=2,5 Вт/см2 х500

Рентгеноструктурным анализом установлено изменение фазового состава покрытий после дополнительного и печного, и лазерного отжига. Наблюдаются дифракционные максимумы, соответствующие карбидам хрома и появившимся в результате кристаллизации

аморфной составляющей.

Температура отжига и его продолжительность (до 2 ч) не влияют на фазовый состав покрытия, отмечено только, что отжиг менее 0,5 ч или при температуре ниже 540°С не приводит к каким-либо фазовым превращениям.

При лазерной термообработке покрытия единичными импульсами без перекрытия в рентгенограмме наряду с пиками карбидов и

присутствуют пики кристаллического хрома.

Микрорентгеноспектральным анализом был установлен приблизительный размер выделяющихся частиц, который составил от 0,1 до 0,3 мкм. Получено примерное распределение хрома и углерода по толщине термически обработанного покрытия с шагом 1 мкм. Процентное соотношение хрома и углерода в покрытии соответствует стехиометрическому составу карбида хрома

Глава 12. Исследование физико-механических свойств пиролитических хромовых покрытий на инструментальных сталях

Микротвердость. Высокая твердость покрытий пиролитического хрома объясняется самой структурой покрытий, а также возникновением высоких внутренних напряжений при формировании покрытия. Кроме того, аморфный твердый раствор на основе хрома пересыщен углеродом и упрочнен еще карбидами типа и Пиролитические покрытия

переходного режима осаждения имеют микротвердость до 18000 МПа, это среднее значение, и определяется оно наличием определенного количества аморфной фазы в слоях покрытия.

При дополнительной термической обработке и достижении температуры начала кристаллизации аморфной фазы - 540-550°С происходит резкое увеличение микротвердости - до 25000-28000 МПа (рис.16,а), что связано с появлением когерентно-связанных с твердым раствором мелкодисперсных карбидов хрома. Понижение микротвердости покрытия при температурах выше 700°С можно объяснить завершением процессов коагуляции и сфероидизации карбидов, разрывом когерентной связи, снижением остаточных напряжений и частичным обезуглероживанием покрытия.

На рис. 16,б показано распределение микротвердости по толщине покрытия (микротвердость в покрытии не изменяется) и переходной зоны после печного и лазерного отжига. Скачкообразное падение твердости на границе раздела покрытие-основа до твердости основы (ХВГ после закалки и низкого отпуска) подтверждает отсутствие какой-либо взаимной диффузии между покрытием и основным материалом (кривая 1). Иное распределение имеет место в случае комбинированной обработки - плавное изменение твердости в переходной зоне между покрытием и основой дает основание предположить, что дополнительный печной отжиг инициирует взаимную диффузию хрома и железа, создавая промежуточную зону с прочной связью и хорошей адгезией покрытия и основного материала (кривая 2).

а) б)

Рис.16. Изменение микротвердости стали ХВГ. а - в зависимости от температуры отжига в течение 1 ч: 1 - стандартная термообработка; 2-с покрытием переходного режима осаждения;

б - по толщине слоя при различной комбинированной обработке: 1-с

покрытием переходного режима осаждения; 2 - то же, но с дополнительным печным отжигом; 3 - то же, но с дополнительным лазерным отжигом

При дополнительной лазерной обработке эта промежуточная зона значительно меньше, что очевидно, так как скорости обработки огромны. Но в любом случае при любом способе нагрева под отжиг в переходной зоне структура имеет твердый, закаленный подслой - зону термического влияния, которая предотвращает материал от продавливания при работе в тяжелонагруженных условиях или при высоких ударных нагрузках (кривая 3).

Особенно резкое повышение микротвердости наблюдается при лазерной термической обработке пиролитических покрытий хрома. Изменяя плотность мощности лазерного излучения, можно получить микротвердость покрытия 28000-29000 МПа, которая не достигается ни в каких других хромовых покрытиях.

Исследовались остаточные напряжения в пиролитических хромовых покрытиях переходного режима осаждения с дополнительным отжигом. При достижении критической температуры, то есть температуры начала кристаллизации аморфной фазы (540°С) начинается процесс кристаллизации аморфной фазы с образованием мелкодисперсных кристаллических карбидов, идущий с увеличением объема. С повышением температуры

отжига количество этой кристаллической фазы увеличивается, что и приводит к увеличению внутренних напряжений. Но, с другой стороны, с повышением температуры идет процесс коагуляции карбидов, что должно привести к уменьшению внутренних напряжений. Эти два противоположно действующих фактора обуславливают появление максимума на кривой зависимости внутренних напряжений от температуры отжига. С увеличением времени отжига остаточные напряжения постепенно релаксируются в связи с завершением формирования равновесной структуры покрытия.

Адгезионная прочность покрытий тоже сильно зависит от основных параметров дополнительной термической обработки - температуры отжига и его продолжительности. Увеличение температуры отжига покрытия переходного типа вызывает увеличение адгезионной прочности, в полной аналогии с изменениями внутренних напряжений. Максимальная адгезионная прочность при длительности отжига 1 ч наблюдается при температурах 540-550°С.

Теплостойкость исследуемых покрытий увеличилась после дополнительной термообработки до 800°С при твердости 28000 МПа, и связано это с кристаллизацией аморфной фазы и образованием гетерофазной структуры. Наличие специальных карбидов хрома в покрытии обуславливает высокую твердость и теплостойкость пиролитических хромовых покрытий.

Исследовали влияние основных параметров дополнительной термической обработки - времени отжига в вакууме при оптимальной температуре 550°С, и плотности мощности лазерного излучения на коэффициент пластичности покрытий. Отжиг приводит к кристаллизации аморфной фазы переходного покрытия, что снижает пластичность. Увеличение времени выдержки при отжиге также ведет к уменьшению коэффициента пластичности от 55-60% до 40%. Определены оптимальные режимы термической обработки, при которых покрытия обладают высокой твердостью и удовлетворительной пластичностью. Отжиг с выдержкой в течение 45 - 60 мин снижает пластичность на 10-12%. При лазерном отжиге с плотностью мощности (1,3-1,8)х104 Вт/см2 коэффициент пластичности равен 44-46%, то есть снижается на 15-16%. Но при этом микротвердость, как показано выше, повышается на 200-250%.

Испытания на износ показали, что при небольших нагрузках покрытие достаточно эффективно предохраняет подложку-образец. Исследуемые пиролитические покрытия, благодаря сочетанию высокой твердости и достаточной пластичности, уже на начальном этапе снижают интенсивность износа; это касается как линейных размеров образца, так и потери его массы. На этапе установившегося износа такая закономерность сохраняется.

На сопротивление покрытия ударному воздействию значительное влияние оказывает его толщина. Наибольшая стойкость при ударных воздействиях наблюдается при толщине хромового покрытия 4-6 мкм.

Положительное влияние на сопротивление покрытия ударным воздействиям оказывает дополнительный отжиг по оптимальному режиму, после которого износ покрытия существенно замедляется. Увеличение ударной нагрузки ведет к росту как линейного износа, так и потерь массы, т. е. эффект упрочнения стали резко снижается. Поэтому пиролитические хромовые покрытия рекомендуется наносить на инструмент, работающий при невысоких ударных нагрузках.

Полученные данные по износостойкости на машине «Шкода-Савин» позволили еще раз подтвердить положительную роль дополнительного отжига пиролитических хромовых покрытий в сопротивляемости их внешним воздействиям.

Экспериментально установлено, что коррозионная стойкость в слабых растворах серной и соляной кислот пиролитического хромового покрытия на стали ХВГ после дополнительной термической обработки несколько снижается, но это снижение незначительно, и его коррозионная стойкость превышает коррозионную стойкость эталонной стали Р6М5.

Анализ профилограмм поверхности с покрытием показал улучшение качества поверхности после нанесения покрытия благодаря «залечиванию» микропор, каверн и микротрещин, образовавшихся в процессе изготовления инструмента. В этом случае средняя величина микронеровностей снизилась почти на 30%.

При исследовании режущих свойств инструмента с покрытием установлено, что пиролитическое хромовое покрытие (ПХП), нанесенное на инструмент, резко снижает интенсивность его износа в процессе резания. Особенно заметно такое повышение износостойкости в период приработки инструмента. Горизонтально-слоистая структура покрытия обусловливает его достаточно равномерный износ, без сколов и выкрашиваний, характерных для других покрытий. Момент катастрофического износа у инструмента с покрытием наступает значительно позже. Дополнительная термообработка увеличивает сопротивление изнашиванию и снижает износ инструмента (кривая 3 на рис.17).

Исследовались температурные поля инструмента с покрытием и дополнительной термообработкой. Изменение температурных полей в результате нанесения покрытия происходит вследствие снижения усилий резания благодаря резкому повышению твердости, а также из-за значительного улучшения фрикционных свойств инструмента и снижения склонности материала резца к адгезии со стружкой.

2 4 5 6 « 10 15 20 30 40

Время роботы реща, мня

Рис.17. Износ задней поверхности режущих пластин из стали ХВГ при продольном точении стали 40 (К=30 м/мин, 8=0,15 мм/об, 1=1 мм):

1 - без покрытия; 2-с покрытием переходного режима осаждения;

3 - после дополнительного отжига при 550°С, 1 ч; 4 - Р6М5 (эталон);

5 - после дополнительной лазерной термообработки, РР=1,8х104 Вт/см2

Лазерная термообработка резца с покрытием дополнительно снижает общую мощность источников тепла, что приводит к уменьшению температур при резании. Интенсивность снижения температуры различна, но даже относительно небольшое уменьшение температуры в режущем клине способствует замедлению процессов разупрочнения материала резца и повышению стойкости инструмента.

Заключение. Исследована широкая номенклатура режущего инструмента с учетом особенностей эксплуатации и применительно к ним разработаны эффективные технологии, позволяющие получать высокий комплекс эксплуатационных характеристик.

Инструмент эксплуатируется в разных условиях, и это предъявляет к нему разные требования. Различные конструкции и формы резцов требуют разработки нескольких вариантов упрочнения в зависимости от конкретных условий работы.

Сравнительные характеристики стойкости режущего инструмента из стали ХВГ и обработанного по исследуемым режимам и разработанным технологиям приведены на рис.18.

Максимальная твердость инструмента с комбинированным упрочнением определяет и максимальные его режущие характеристики. Применение его целесообразно в тех случаях, когда производительность и качество резания специальных конструкционных материалов (нержавеющие стали, композиционные материалы, металлокерамика, пластмассы и прочие

труднообрабатываемые материалы) определяются адгезионными

характеристиками и коэффициентом трения между обрабатываемым

материалом и режущей поверхностью, то есть имеются в виду процессы схватывания и налипания.

1 111111!-----1_|

1 5 6 7 Я 9 10 15 20 25 50 40 Скорость резания V, м/мин

Рис.18. Сравнительные характеристики стойкости инструмента из стали ХВГ при различных предлагаемых технологиях упрочнения:

1 - термогазоциклическое азотирование;

2 - лазерное поверхностное легирование (ЛПЛ);

3 - ПХП +О1ЖИГ в печи; 4 - ПХП + лазерный отжиг

Рекомендуемые технологии упрочнения такого инструмента заключаются в следующем:

- нанесение пиролитического хромового покрытия толщиной 4-6 мкм по режиму: осаждение из хромоорганической жидкости «Бархос» (суммарное содержание хромоорганических соединений 92%, органических примесей -8%, содержание хрома - не менее 16%); форвакуум (10-1 Па); скорость осаждения =1,3 мл/мин; время осаждения 15 мин; температура осаждения 460-470°С;

- отжиг при 550-560°С в течение 45-60мин;

- или лазерная термообработка покрытий (технологическая установка «Квант-16» единичными импульсами без перекрытия зон и без оплавления поверхности) с плотностью мощности излучения - (1,0 - 2,5)х104 Вт/см2.

Высокая теплостойкость, износостойкость, твердость, низкий коэффициент трения обеспечивают низкую схватываемость и предотвращают налипание. Это инструмент любой сложности, работающий при высоких скоростях резания, но не очень больших ударных нагрузках.

Для резцов из монолита простой формы с небольшими размерами режущей части требуется упрочнение по задней режущей кромке, подвергающейся основному износу, что допускает локальные (местные) методы упрочнения. Здесь рекомендуется использовать поверхностное упрочнение методом легирования через жидкую фазу с использованием лазерного нагрева до оплавления поверхности резца. При лазерном легировании достигается эффективность за счет применения малолегированных сталей с механическими характеристиками в режущей кромке, аналогичными и превосходящими быстрорезы .

Рекомендуемые технологии:

Состав насыщающих обмазок: а) титан (50%) + ниобий (50%); толщина обмазки 15-22 мг/см2. Обработку вести в фокальной плоскости линзы лазера с энергией импульса 22-30 Дж и коэффициентом перекрытия лазерных пятен 30%; б) титан (60%) + ниобий (30%) + углерод (10%); толщина обмазок -.2030 мг/см2. Обработку вести в фокальной плоскости линзы лазера с энергией импульса 15-25 Дж и коэффициентом перекрытия лазерных пятен 30%.

В условиях чистого трения скольжения рекомендуется следующий диапазон режимов: энергия лазерного излучения Е^ — 12-15 Дж, толщина обмазки при точечном касании лазерных пятен; обработка

- в фокальной плоскости линзы ОКГ.

По разработанной технологии лазерного легирования рекомендуется обрабатывать инструмент простой формы, с небольшой поверхностью режущей кромки и достаточно высокими скоростями резания.

Следующая группа инструментов - монолитные, сложной и простой формы, часто имеющие режущую кромку большой протяженности и сложной геометрии (например, многопрофильные фрезы), а также инструмент, применяемый в специальных областях. Обработка подобного инструмента требует применения технологий, обеспечивающих равномерное упрочнение по всей геометрии изделия. Наиболее перспективными, с этой точки зрения, являются упрочняющие технологии химико-термической обработки. Инструмент, который подвергался классическому азотированию, можно обрабатывать в тех же условиях, но в 5-6 раз быстрее, экономя ресурсы, энергию и снижая другие затраты без снижения твердости и толщины азотированного слоя. Для этого случая разработаны и предложены ресурсосберегающие технологии азотирования в условиях газо- и термогазоциклических воздействий.

Рекомендуемая технология. 0,5 ч - азотирование в проточном аммиаке при температуре 520°С, затем перекрывается вход газа в рабочий контейнер клапаном в течение следующих 0,5 ч, при этом температуру повышают до620°С, затем повторяют первую часть цикла, потом вторую. Общее время

азотирование -6 ч, степень диссоциации аммиака на первой стадии - 4045%.

Общие выводы

1. В работе проведен системный анализ состояния вопроса по упрочнению режущего инструмента из углеродистых, низколегированных и быстрорежущих марок сталей для различных условий эксплуатации. Предложена научно обоснованная классификация способов упрочнения инструментальных сталей и сплавов для различных видов инструмента и условий резания, обеспечивающих резкое повышение их работоспособности, в основу которой положены форма, профиль и конструкция инструмента, металлоемкость (массивность), вид и механические свойства обрабатываемого материала, технология резания, доступность, экономичность, экологичность и производительность процесса упрочнения.

2. Для режущих инструментов простой формы и небольших размеров режущей кромки разработаны технологии поверхностного упрочнения путем легирования через жидкую фазу с использованием лазерного нагрева до оплавления поверхности резца. На основании проведенных исследований разработаны методология, теория и практика лазерного легирования инструмента и предложены технологии обработки низколегированных и углеродистых инструментальных сталей, позволяющие эффективно использовать механизмы лазерного легирования и тем самым сократить использование дорогих высоколегированных сталей за счет низколегированных без снижения уровня поверхностного упрочнения в режущей кромке и эксплуатационных характеристик. Такие технологии могут быть предложены как перспективные и ресурсосберегающие.

3. На основании теоретических исследований предложена математическая модель лазерного поверхностного легирования одно-, двух-и трехкомпонентными системами с получением максимально высоких режущих свойств инструмента. Разработанная модель представляет собой канонический полином 4-ой степени и может применяться для других процессов с аналогичным механизмом упрочнения, таких как упрочнение легированием с использованием электронно-лучевого нагрева, в индукционных плавках и т.п.

4. Экспериментально изучен и теоретически обоснован процесс поверхностного насыщения углеродистых и низколегированных инструментальных сталей карбидообразующими элементами (титаном, ниобием) и углеродом из обмазок при локальном лазерном нагреве. Изучено комплексное влияние технологических параметров лазерного нагрева (плотности мощности лазерного излучения, степени расфокусировки пучка, теплоемкости и теплопроводности материала инструмента) и характеристик

легирующих обмазок (химический состав, толщина, отражательная и поглощательная способности) на кинетику формирования, фазовый состав, структуру и свойства поверхностного слоя. Экспериментально показано, что лазерное легирование позволяет на поверхности резцов из углеродистых и низколегированных сталей получать физико-механические характеристики, аналогичные дорогим высоколегированным быстрорежущим сталям, т. е. предложенные технологии являются экономически выгодными и ресурсосберегающими.

5. Разработаны оптимальные составы легирующих обмазок с целью максимального повышения физико-механических и эксплуатационных свойств исследуемых сталей У10, ХВГ в условиях чистого трения скольжения и при резании. Предложены диаграммы преимущественных режимов лазерной обработки для получения максимальных размеров зон легирования с высокой твердостью и износостойкостью.

6. Исследовано влияние технологических факторов лазерного легирования на структуру, фазовый состав и распределение элементов в поверхностном слое. Установлено, что все легированные слои имеют однотипный фазовый состав: твердый раствор легирующих элементов в железе, карбиды титана, ниобия, легированный цементит, оксиды и остаточный аустенит, в зависимости от режимов лазерной обработки изменяется лишь количественное соотношение фаз. Изучен механизм формирования модифицированного слоя при лазерном легировании в зависимости от параметров процесса и характеристик обмазок, который представляет собой параллельное действие механизмов конвективного и термодиффузионного массопереносов, и определяет структуру зон лазерного воздействия.

7. В виду неоднородности зон легирования по составу, а следовательно, и по твердости, предложено использовать интегральную микротвердость. В работе доказана ее объективность, адекватность и корреляционная связь со стойкостью инструмента, выражающаяся в уравнении регрессии первого порядка. В работе на основании экспериментальных данных показано.

- лазерное поверхностное легирование (ЛПЛ) обеспечивает повышение твердости на поверхности инструмента до 18000-19000 МПа;

- ЛПЛ снижает ударную вязкость, но при нагреве упрочненного инструмента за счет трения при резании это снижение вязкости нивелируется;

- при ЛПЛ по оптимальным режимам изменение профиля поверхности минимально, что позволяет уменьшить припуск на дополнительную механическую обработку инструмента;

- теплостойкость инструмента, упрочненного по разработанным технологиям, превышает теплостойкость более дорогой стали Р6М5 на 200-300°С;

- износ в условиях трения (чистого скольжения и при резании) образцов после ЛПЛ в 1,5-2 раза меньше, чем у стали Р6М5 после стандартной термообработки, при этом снижается также и коэффициент трения;

- по результатам экспериментальных исследований было составлено и решено уравнение регрессии, связывающее интенсивность изнашивания со структурно-чувствительными параметрами слоя (микротвердостью, модулем Юнга и т.д.), и показано, что интенсивность изнашивания в большей степени зависит от неоднородности по составу и гетерогенности структуры, нежели от значений микротвердости или пластичности, и может регулироваться при создании модифицированного композиционного покрытия в процессе ЛПЛ;

- в диапазоне скоростей резания до 30 м/мин резцы из быстрорежущих сталей типа Р6М5 можно заменять экономнолегированным инструментом из сталей типа ХВГ и даже У10 после поверхностного упрочнения по разработанным технологиям.

8. Для резцов сложной геометрии и большой протяженности режущей кромки разработаны новые способы поверхностного упрочнения методом азотирования в условиях газоциклических и термогазоциклических воздействий.

9. Изучена кинетика формирования диффузионного слоя при газоциклическом азотировании. Микрорентгеноструктурным и электронно-микроскопическим анализами показано, что толщина диффузионного слоя увеличивается в 3-6 раз, причем этот рост происходит, в основном, за счет зоны внутреннего азотирования, то есть подслоя, и в незначительной степени -за счет е-фазы в нитридной зоне; установлено, что наиболее интенсивный рост азотированного слоя происходит в начальные моменты формирования слоя, когда наиболее активно идут диффузионные процессы, т. е. с небольшой продолжительностью полуциклов (по 0,5 - 1 ч) на стадиях насыщения и деазотирования при пульсирующей подаче аммиака.

10. При термогазоциклическом азотировании термоциклирование должно проводиться вокруг температуры эвтектоидного превращения по диаграмме состояния «железо-азот», идущего с увеличением объема. При этом фазовое превращение термодинамически инициирует процесс азотирования. Многократное повторение таких циклов приводит к еще большему ускорению процесса газоциклического азотирования.

11. Разработаны оптимальные режимы термогазоциклического азотирования, заключающиеся в том, что процесс насыщения азотом (азотирование) следует проводить при 520°С (ниже температуры эвтектоидного превращения), а деазотирование - при 620°С (выше температуры эвтектоидного превращения), причем длительность этих полуциклов должна составлять 0,5-1 ч. На заключительном этапе этого процесса необходимо учитывать условия работы режущего инструмента. Если

требуется повысить его твердость и коррозионную стойкость, то термогазоциклическое азотирование следует заканчивать стадией насыщения, при этом на поверхности режущей кромки образуется коррозионностойкая е-фаза. Для повышения только износостойкости резца процесс азотирования рекомендуется заканчивать стадией деазотирования, при этом на поверхности упрочненной зоны образуется твердая и износостойкая - фаза.

12. Установлено, что при термогазоциклическом азотировании процесс насыщения стали ускоряется в 3-5раз, и за 6,5 ч мы получаем такие же слои и с такой же твердостью, что и при обычном азотировании в течение 25-30 ч.

13. В работе предложен и экспериментально обоснован новый технологический параметр - длительность полуцикла (время насыщения и время рассасывания азотированного слоя), который позволяет эффективно и доступно в промышленных условиях регулировать строение и фазовый состав, а следовательно, и свойства азотированного слоя.

14. Для упрочнения инструмента, предназначенного для специальных материалов и сплавов с высоким комплексом механических свойств и низкой обрабатываемостью, разработана новая технология комбинированного упрочнения, заключающаяся в нанесении пиролитических хромовых покрытий с последующей термической обработкой - печным или лазерным отжигом.

15. Изучено влияние режимов отжига на строение пиролитических хромовых покрытий (ПХП). Металлографически установлено, что эффективное влияние последующей термической обработки наблюдается только на покрытиях, сформированных по переходному режиму осаждения (при 450-480°С), которые обладают горизонтально - слоистой структурой, представляющей собой рентгеноаморфную фазу - пересыщенный твердый раствор углерода в хроме, и мелкодисперсную хромокарбидную смесь. Рентгеноструктурным анализом установлено, что отжиг вызывает частичную кристаллизацию аморфной фазы ПХП с изменением всех механических характеристик и получением максимально высоких режущих свойств.

16. Исследовано влияние режимов дополнительной термообработки на структуру, фазовый состав и свойства таких покрытий. Установлено, что отжиг при температурах ниже 540°С или при плотности мощности лазерного излучения менее 1,0x104 Вт/см2 не вызывает в структуре покрытий никаких изменений. При более высоких температурах отжига или энергиях лазерного излучения в покрытиях переходного режима осаждения происходят значительные структурные изменения, причем чем выше температура отжига, тем кристаллической фазы будет больше. Оптимальной температурой отжига покрытий переходного режима осаждения является 550-560°С. При лазерном отжиге оптимальная плотность мощности лежит в пределах 1,5-2,5 Вт/см2.

17. Исследовано влияние комбинированного упрочнения на механические характеристики инструментальных сталей. При этом резко

возрастает микротвердость покрытия, особенно при лазерном отжиге, максимальные значения микротвердости достигают 28000МПа. Уровень средних остаточных напряжений сжатия после отжига повышается, причем увеличение температуры или продолжительности отжига приводит к постепенной релаксации остаточных напряжений за счет коагуляции карбидной фазы. Адгезионная прочность покрытий при оптимальных режимах нанесения и последующего отжига возрастает. Микропластичность покрытий снижается незначительно, на 7-10%. Оптимальное сочетание микротвердости и пластичности достигается при переходном режиме осаждения (450-480°С) и температуре отжига 550-560°С в течение от 45 мин до 1 ч. Коррозионная стойкость пиролитических хромовых покрытий с дополнительной термообработкой в слабых растворах серной и соляной кислот незначительно снижается, но при этом существенно превышает коррозионную стойкость стали Р6М5 без покрытия. Качество поверхности в большинстве случаев повышается за счет «залечивания» микродефектов материала. В результате снижения коэффициента трения тепловое состояние инструмента при резании улучшается, что способствует снижению интенсивности развития очагов износа его рабочих поверхностей.

18. Проведено исследование рабочих характеристик инструмента при резании после комбинированного упрочнения и установлено значительное снижение износа инструмента по задней режущей кромке; при этом лазерная дополнительная термообработка увеличивает стойкость инструмента на 3040%, что связано с резким повышением твердости за счет кристаллизации аморфной фазы в покрытии при облучении. Анализ тепловых полей инструмента после комбинированного упрочнения показал снижение температур на режущей поверхности, что приводит к замедлению разупрочнения, повышению работоспособности и производительности такого инструмента.

19. Разработанные в работе технологии упрочнения режущего инструмента предлагаются для различных видов резцов в зависимости от конкретных условий его работы и от вида обрабатываемого материала.

Список публикаций по теме работы

1. Белашова И.С., Шашков Д.П. Поверхностное упрочнение инструментальных сталей с применением лазерного нагрева. - М.: Техполиграфцентр, 2004. - 147 с.

2. Белашова И.С., Шашков Д.П. Поверхностное упрочнение инструментальных сталей. - М.: Техполиграфцентр, 2004. - 362 с.

3. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Белашова И.С. Лазерное поверхностное легирование инструментальных сталей. В кн.: Создание и использование лазерной техники и технологии: Труды Республиканской научно-технической конференции.- Киев: Наукова думка, 1985. - С. 47-49.

4. Белашова И.С. Лазерное легирование инструментальных сталей. В кн.: Современные процессы поверхностного упрочнения: Труды зональной конференции. - Пенза: НТО Машпром, 1985. - С.32-34.

5. Белашова И.С. Влияние лазерного легирования на износостойкость инструментальных сталей. В кн.: Новые материалы и технологии термической обработки: Труды Всесоюзной научно-технической конференции. - Киев: Наукова думка, 1985. - С. 56-58.

6. Белашова И.С., Новик Ф.С. Исследование износостойкости инструментальной стали, обработанной лазером с применением обмазок. В кн.: Научные труды МАДИ: Сб. трудов. - М.: МАДИ, 1985.- С.24-27.

7. Белашова И.С. Влияние лазерного легирования на износостойкость инструментальных сталей. В кн.: Химико-термическая обработка деталей машин и инструмента: Труды научно-технической конференции. - Нижний Тагил: НТО Машпром, 1986. - С. 38-40.

8. Белашова И.С. Влияние лазерной химико-термической обработки на свойства инструментальной стали. В кн.: Новые материалы: Труды Всесоюзной конференции. - Челябинск: НТО Машпром, 1987.

9. Сазонова З.С., Александров В.Д., Белашова И.С. Исследование влияния степени однородности структуры зоны лазерного легирования на износостойкостные характеристики поверхности: Тезисы докладов Всесоюзного семинара. - Вильнюс, 1988. Вып.6 «Лазерная техника и технология». - С. 193-194.

10. Белашова И.С. Математическая модель лазерного легирования инструментальных сталей и выбор насыщающих обмазок. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред: Труды П Международного симпозиума. - Москва, 1996.-С.57-59.

11. Белашова И.С. Математическая модель лазерной химико-термической обработки. В кн.: 3-е Собрание металловедов России. - Рязань: МГТУ им. Н.Э.Баумана, 1996. - С.44-46.

12. Белашова И.С. Математическая модель воздействия импульса высокой энергии на материалы. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред: Труды III Международного симпозиума. - Москва, 1997. - С. 68-70.

13. Белашова И.С., Тарасова Т.В. Электронно-лучевое легирование инструментальных сталей. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред: Труды Ш Международного симпозиума. - Москва, 1997. - С. 78-80.

14. Белашова И.С. Планирование эксперимента и построение математической модели лазерного легирования инструментальных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. - № 1. - С. 2 - 4.

15. Балашова И.С. Улучшение режущих свойств инструментальных сталей лазерной обработкой // Проблемы безопасности на транспорте: Тезисы докладов Международной научно-практической конференции. Гомель: БелГУТ, 2000. - С. 188-189.

16. Белашова И.С. Исследование температурных полей резцов из низколегированных сталей после лазерной обработки. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред. - Труды VI Международного симпозиума. - Москва, 2000. - С. 51 - 52.

17. Белашова И.С. Исследование режущих свойств инструментальных сталей после лазерной химико-термической обработки. В кн.: Методы поверхностного упрочнения деталей машин и инструмента. Сборник научных трудов МАДИ. - М.: МАДИ, 2000. - С.95-100.

18. Белашова И.С. Метод расчета износа инструмента, упрочненного лазерным легированием // Технология металлов. - 2003. №2. - С.44-46.

19. Белашова И.С, Шашков Д.П. Изменение механических и тепловых характеристик инструментальных сталей при лазерном легировании // Технология металлов. - 2003. №8. - С.28-32.

20. Кольцов В.Е., Белашова И.С, Лихачева Т.Е. Технологические основы комбинированных процессов оксикарбонитрирования сталей // Технология металлов. - 2003. №11. - С.44 - 48.

21. Белашова И.С. Аналитическое исследование температурных полей инструмента после лазерного легирования. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред. Материалы IX Международного симпозиума. - Москва, 2003. - С.168-176.

22. Белашова И.С. Влияние термогазоциклических воздействий на процесс азотирования // Технология металлов. - 2004. №11. - С.13 -17.

23. Айрапетян Н.А., Белашова И.С Влияние температуры осаждения и последующей термической обработки на структуру, фазовый состав и механические характеристики пиролитических хромовых покрытий. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред. Материалы X Международного симпозиума. - Москва, 2004. -С.112-114.

24. Белашова И.С. Кинетика формирования диффузионного слоя при термогазоциклическом азотировании железа. В кн.: Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред. Материалы X Международного симпозиума. - Москва, 2004. - С.26-32.

25. Белашова И.С. Газотермоциклический метод регулируемых процессов азотирования // Технология машиностроения. - 2004. № 5. - С. 1115.

26. Белашова И.С. Влияние комбинированной термической обработки на коррозионную стойкость инструмента // Коррозия: Материалы, защита. -2004. № 11. - С. 9-12.

27. Балашова И.С. Повышение коррозионной стойкости инструментальных сталей регулированием фазового состава при газотермоциклировании // Химическое и нефтегазовое машиностроение. -2004. №11.-С. 42-44.

28. Фетисов Г.П., Белашова И.С. Кинетика формирования диффузионного слоя при газо-термоциклическом азотировании технического железа. В кн.: Труды ТулГТУ, 2004. - С.78 - 82.

29. Белашова И.С. Модифицирование поверхности инструментальных сталей с применением лазерного нагрева // Наукоемкие технологии. - 2004. №10.-С. 36-40.

30. Белашова И.С. Термогазоциклирование как способ интенсификации процессов азотирования // Наукоемкие технологии. - 2004. №11.- С.12 - 17.

31. Белашова И.С, Шашков Д.П. Новые методы и технологии упрочнения инструмента.// Наукоемкие технологии. - 2004. № 12. - С.55 - 56.

32. Белашова И.С, Шашков Д.П. Влияние дополнительной термической обработки на структуру и свойства пиролитических хромовых покрытий // Технология металлов. - 2004. №12. - С26 - 29.

33. Белашова И.С. Повышение коррозионной стойкости сталей при термогазоциклировании // Коррозия: Материалы, защита. - 2005. № 1.- С. 912.

34. Белашова И.С. Исследование остаточных напряжений и адгезионной прочности при комбинированной обработке инструмента с покрытием // Технология машиностроения. - 2005. № 2. - С.34-37.

35. Белашова И.С, Шашков Д.П. Влияние дополнительной термической обработки на механические характеристики пиролитических хромовых покрытий // Технология металлов. - 2005. №2. - С.28 - 34.

36. Шашков Д.П., Белашова И.С. Исследование коррозионной стойкости инструмента при высокоскоростном резании // Химическое и нефтегазовое машиностроение. -2005. № 2. - С 46 - 49.

Подписано в печать 09.02.2005г. Печать офсетная Тираж 100 экз.

Усл. печ. л. 2,8 Заказ 106_

Формат 60x84/16 Уч.-изд. л. 2,5

Ротапринт МДДИ(ПУ). 125319. Моа<ва, Ленинградский просп., 64

90 JO 'fOSO

ВВЕДЕНИЕ.

ЧАСТЬ 1. ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ МЕТОДОМ ЛЕГИРОВАНИЯ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ЛАЗЕРНОГО НАГРЕВА ДО ОПЛАВЛЕНИЯ.

ГЛАВА 1. МЕТОДЫ ПОВЕРХНОСТНОГО УПРОЧНЕНИЯ ИНСТРУМЕНТОВ.

1.1. Диффузионное насыщение.

1.2. Ионно-плазменное реактивное напыление в вакууме.

1.3. Другие методы поверхностного упрочнения.

ГЛАВА 2. ЛАЗЕРНОЕ ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ. РАЗРАБОТКА МАТЕМАТИЧЕСКОЙ МОДЕЛИ ЛАЗЕРНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ ТРЕХКОМПОНЕНТНЫМИ СИСТЕМАМИ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ МАКСИМАЛЬНО ВЫСОКИХ РЕЖУЩИХ СВОЙСТВ.

2.1. Действие лазерного излучения на материал. Методика расчета количества лазерной энергии, влияющей на формирование зоны легирования.

2.2. Структурные превращения при лазерном термическом упрочнении.

2.3. Лазерное поверхностное легирование.

2.4. Методика лазерного легирования.

2.4.1. Способы нанесения легирующих элементов на поверхность.

2.4.2. Выбор связующего вещества при лазерном легировании.

2.5. Математическая модель лазерного легирования.

2.5.1. Выбор легирующей композиции.

2.5.2. Проведение опытов, заданных факторным пространством.

2.5.3. Определение промежуточного параметра оптимизации У.

2.5.4. Матрица Шеффе. Диаграмма «состав-свойства».

2.5.5. Расчет коэффициентов регрессии.

2.5.6. Проверка адекватности полученной модели.

2.5.7. Определение основного параметра оптимизации^.

2.5.8. Статистическая обработка результатов эксперимента.

2.5.9. Функциональная связь между основным и промежуточным параметрами оптимизации. Коэффициент корреляции между параметрами уиу'.

2.5.10. Обработка экспериментальных данных.

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ЛАЗЕРНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ ИНСТРУМЕНТАЛЫШХ СТАЛЕЙ.

3.1. Влияние режимов лазерного поверхностного легирования на размеры зон упрочнения.

3.2. Кинетика формирования структуры в зоне лазерного легирования.

3.3. Фазовый состав и тонкая структура слоев после лазерного легирования

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ЛАЗЕРНОГО ПОВЕРХНОСТНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ.

4.1. Микротвердость зон лазерного легирования.

4.2. Влияние режимов лазерного легирования на изменение профиля поверхности.

4.3. Теплостойкость легированных слоев.

4.4. Исследование микропластичности легированных слоев. Связь структурночувствительных характеристик легированных слоев с интенсивностью изнашивания.

4.5. Ударная вязкость образцов после лазерного поверхностного легирования.

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ И РЕЖУЩИХ СВОЙСТВ ИНСТРУМЕНТА ПОСЛЕ ЛАЗЕРНОГО ПОВЕРХНОСТНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ.

5.1. Исследование износостойкости на установке СМТ-1.

5.2. Исследование износостойкости на установке, моделирующей процесс резания.

5.3. Режущие свойства инструментальных сталей после лазерного поверхностного легирования.

ГЛАВА 6. ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕМПЕРАТУРНЫХ ПОЛЕЙ ИНСТРУМЕНТА ПОСЛЕ ЛАЗЕРНОГО ПОВЕРХНОСТНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ.

6.1. Определение температурного поля инструмента методами инфракрасной техники.

6.1.1. Методика измерения температуры.

6.1.2. Принцип работы тепловизора.

6.1.3. Получение тепловых полей с экрана тепловизора.

6.2. Аналитическое исследование полученных температурных полей. Температурное поле резца для области, в которую не входят источники тепла. Количество тепла, идущего в резец.

6.3. Аналитическое определение температур в любой точке резца.

6.4. Аналитический расчет температур на режущей кромке.

ГЛАВА 7. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ЛАЗЕРНОГО ПОВЕРХНОСТНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ.

7.1. Обработка промышленных деталей.

ЧАСТЬ 2. ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ МЕТОДОМ ЛЕГИРОВАНИЯ ИЗ ГАЗОВОЙ ФАЗЫ.

ГЛАВА 8. ГАЗОЦИКЛИЧЕСКОЕ И ТЕРМОГАЗОЦИКЛИЧЕСКОЕ АЗОТИРОВАНИЕ ЖЕЛЕЗА.

8.1. Система железо-азот и основные механизмы процесса азотирования.

8.2. Выбор температурного интервала при термоциклическом азотировании железа.

8.3. Кинетика формирования диффузионного слоя при газо - и термогазоциклическом азотировании на техническом железе.

8.4. Строение и фазовый состав диффузионного слоя при газоциклическом и термогазоциклическом азотировании.

8.5. Изменение фазового состава нитридной зоны при деазотировании.

8.6. Распределение азота по толщине азотированного слоя.

ГЛАВА 9. ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ФОРМИРОВАНИЯ АЗОТИРОВАННОГО СЛОЯ НА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЯХ ПРИ ГАЗО - И ТЕРМОГАЗОЦИКЛИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ.

9.1. Формирование и рассасывание азотированного слоя на инструментальных сталях при газо- и термогазоциклических воздействиях

9.2. Микротвердость азотированного слоя.

9.3. Влияние длительности полуциклов и степени диссоциации аммиака на толщину азотированного слоя при газо- и термоциклировании.

9.4. Микротвердость азотированного слоя при дополнительном насыщении

9.5. Микроструктуры инструментальных сталей после газо- и термогазоциклического азотирования.

9.6. Фазовый состав инструментальных сталей после газо- и термогазоциклического азотирования.

ГЛАВА 10. ИСПЫТАНИЯ НА ИЗНОС ПОСЛЕ

ТЕРМОГАЗОЦИКЛИЧЕСКОГО АЗОТИРОВАНИЯ.

10.1. Испытания на износ на установке СМТ-1.

10.2. Исследование износостойкости на установке, моделирующей процесс резания.

10.3. Режущие свойства инструментальных сталей после газоциклического и термогазоциклического азотирования.

ЧАСТЬ 3. УПРОЧНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ С ПРИМЕНЕНИЕМ КОМБИНИРОВАННЫХ ТЕХНОЛОГИЙ.

ГЛАВА 11. ИССЛЕДОВАНИЕ ПОКРЫТИЙ ИЗ БИСАРЕНОВЫХ СОЕДИНЕНИЙ ХРОМА.

11.1. Покрытия из бис-ареновых соединений хрома. Их состав, свойства, технология нанесения.

11.2. Исследование влияния режимов осаждения и последующей термической обработки на микроструктуру пиролитических хромовых покрытий.

11.3. Фазовый рентгеноструктурный анализ пиролитических хромовых покрытий.

11.4. Химический состав пиролитических хромовых покрытий после термической обработки.

ГЛАВА 12. ИССЛЕДОВАНИЕ ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ КОМБИНИРОВАННОЙ ТЕХНОЛОГИИ НАНЕСЕНИЯ ПОКРЫТИЙ.

12.1. Микротвердость пиролитических хромовых покрытий после дополнительного упрочнения.

12.2. Остаточные напряжения в пиролитических хромовых покрытиях.

12.3. Адгезионная прочность пиролитических хромовых покрытий.

12.4. Теплостойкость пиролитических хромовых покрытий.

12.5. Микропластичность пиролитических хромовых покрытий.

12.6. Износостойкость пиролитических хромовых покрытий при ударном воздействии.

12.7. Износостойкость пиролитических хромовых покрытий при испытаниях на машине «Шкода-Савин».

12.8. Электрохимическая коррозия пиролитических хромовых покрытий.

12.9. Исследование профиля поверхности пиролитических хромовых покрытий.

12.10. Исследование режущих свойств инструмента с пиролитическим хромовым покрытием.

12.11. Температурные поля резца. Расчет температур на режущей кромке.

Развитие современных отраслей промышленности, введение новых систем качества и современных стандартов ставят проблему повышения надежности, внедрения принципиально новых, прогрессивных технологий с использованием встроенных систем автоматического управления, минипроцессоров, компьютерной техники. К настоящему времени путь получения новых материалов в основном исчерпан, и ожидать получения составов, которые могли бы значительно превосходить физико-химические свойства известных, не приходится. Усложнение легирования сплавов и связанное с этим увеличение содержания в них упрочняющих фаз, например, в быстрорежущих сталях, привело к повышению служебных характеристик сплавов при одновременном снижении их технологической пластичности на различных стадиях производства, начиная от ковки и прокатки и кончая обработкой резанием и шлифовкой. Так, например, выход годного сортового проката на металлургических заводах для стандартной быстрорежущей стали Р6М5 составляет 72-80%, тогда как для стали марки Р12М4К8Ф2, имеющей более высокую твердость и высокие режущие свойства, этот показатель составляет всего 20%.

Подтверждением этого можно считать наметившуюся в последнее десятилетие тенденцию решать проблемы повышения служебных характеристик материалов, обеспечения высокой надежности, безопасности и экологической защищенности изделий за счет совершенствования существующих технологий получения материалов, нанесения покрытий и их термической обработки. В инструментальном производстве, например, при оптимизации технологий обработки увеличение твердости на 1-2 единицы HRC ведет к повышению эксплуатационной стойкости инструмента на 1020%. Разработка новых методов уже существующих упрочняющих технологий позволяет повышать прочность, износостойкость, коррозионную стойкость, сопротивление хрупкому разрушению, выносливость и другие механические и эксплуатационные характеристики материалов и готовых изделий.

Металлообрабатывающая промышленность характеризуется увеличением ty скоростей резания, повышением твердости обрабатываемых материалов, ужесточением условий работы режущего инструмента, что приводит к большому расходу инструмента и дефицитных материалов на единицу выпускаемой продукции и ведет, в конечном счете, к значительному увеличению ее цены. Поэтому возрастает потребность в новых технологических процессах по поверхностному упрочнению, которые позволили бы сократить применение дорогостоящих сталей, заменив их более ^ распространенными и дешевыми, но обладающими схожими чт ^ эксплуатационными показателями.

Кроме того, обработка различных материалов со своими конкретными физико-механическими свойствами требует разнообразного инструмента и, соответственно, разных упрочняющих технологий, оптимальных и эффективных с точки зрения доступности, простоты реализации, требований экологии и достигаемых рабочих характеристик инструмента.

Для инструмента простой формы и небольших размеров режущей кромки, например, эффективно использовать локальные методы упрочнения с применением концентрированных источников энергии. Режущие поверхности сложной формы и большой протяженности, многопрофильные и т.п. ^ целесообразно упрочнять методами химико-термической обработки, при которой достигается равномерность упрочнения по всей кромке и возможность регулирования структуры поверхности в зависимости от конкретных условий работы. Еще одна группа материалов требует специально обработанного инструмента. Это специальные стали и сплавы, tfi металлокерамика, композиты и т.д., для которых на первое место выходят вопросы обрабатываемости, адгезии с материалом инструмента, снижение коэффициента трения. Для такого рода материалов применяется инструмент высокой твердости, теплостойкости, с низким коэффициентом трения, низкой адгезией с обрабатываемым материалом, что уменьшает схватывание и предотвращает налипание. Эти характеристики, как правило, имеет инструмент со специальным покрытием.

Анализ широкой номенклатуры материалов и требований к их обработке приводит к различным технологическим решениям, позволяющим эффективно упрочнять инструмент и получать на инструментальных материалах требуемые эксплуатационные характеристики, необходимые для его надежной, безотказной работы.

Существует три основных метода поверхностного упрочнения металлов и сплавов. Первый метод - это легирование поверхности изделий (поверхностное легирование) через жидкую фазу с использованием, например, лазерного нагрева до оплавления основного металла. Особенностью этого метода является то, что диффузия атомов и растворимость легирующих элементов в жидком состоянии намного больше, чем в твердом состоянии. Это обеспечивает резкое сокращение длительности насыщения, а соответственно, и повышение производительности процесса, при этом образуются пересыщенные твердые растворы с повышенной твердостью. При быстрой кристаллизации расплавленного металла в зоне упрочнения получается мелкозернистая структура с повышенной пластичностью и вязкостью. В результате получаются поверхностные слои с повышенной твердостью, износостойкостью при сохранении достаточной пластичности и вязкости. Все это обеспечивает резкое повышение работоспособности изделия (режущего инструмента) в условиях трения. Термическая обработка с применением лазерного нагрева, лазерное поверхностное легирование, а также широко применяемые лазерная сварка и размерная резка проводятся на технологических лазерных установках импульсного и непрерывного действия [1-5]. Высокие скорости нагрева и охлаждения, бесконтактность обработки, локальность ее и возможность обрабатывать труднодоступные участки, отсутствие деформации обрабатываемых деталей и относительная простота технологии - все это обеспечивает преимущества лазерных методов упрочнения перед традиционными [6].

Второй метод поверхностного упрочнения - это поверхностное легирование путем диффузии через твердую фазу без оплавления основного металла. Сюда входят все виды химико-термической обработки: азотирование, цементация, хромирование, борирование и другие. Диффузия в твердой фазе проходит крайне медленно, поэтому эти процессы очень длительны и проводятся при высокой температуре, что приводит к разупрочнению сердцевины изделий и требует дополнительной термической обработки для ее упрочнения.

И, наконец, есть третий способ поверхностного упрочнения - это нанесение твердых и износостойких покрытий на основной металл (на поверхность изделий). Способов такого вида поверхностного упрочнения очень много. Это и гальванические покрытия, и детонационные, ионно-плазменные, и покрытия на основе металлоподобных и неметаллических соединений типа карбидов, нитридов, боридов, оксидов, и другие. Среди них можно выделить осаждение покрытий из парогазовой фазы при разложении металлоорганических соединений. Достоинством этого метода является низкая температура осаждения, не приводящая к разупрочнению основного металла, и высокая твердость и износостойкость получаемых покрытий.

Отмеченные методы поверхностного упрочнения инструментальных материалов развиваются и исследуются параллельно, практически независимо друг от друга, каждый из них обладает своими достоинствами и недостатками, и выбор оптимального метода, как уже было отмечено, зависит от конкретных требований и условий эксплуатации инструмента, от вида обрабатываемого материала.

В настоящее время первый из перечисленных методов упрочнения -лазерное воздействие на металл - достаточно хорошо изучен. На базе глубоких и детальных исследований разработаны и внедрены технологические процессы обработки деталей лучом лазера, повышающие их эксплуатационные характеристики и дающие экономический эффект и удешевление изделий.

Если лазерная термическая обработка достаточно хорошо изучена, о существовании стройной теории лазерного поверхностного легирования, особенно касающейся инструментальных сталей, говорить нельзя, мало рекомендаций по технологии упрочнения конкретных деталей, не полно выявлены закономерности влияния режимов обработки на структуру и свойства инструментальных сталей. Кроме того, процессы лазерного легирования позволяют модифицировать поверхность базовых сталей и создавать новые по своему химическому составу поверхностные слои с принципиально другими физико-механическими свойствами.

Существующие технологии химико-термической обработки инструмента, в частности, низкотемпературное азотирование, которое нашло широкое применение благодаря многофакторности процесса, то есть возможности регулировать фазовый состав и структуру слоя, изменяя всего один или два параметра, не используют потенциальных возможностей насыщающих атмосфер. Это приводит к неоправданно большому расходу аммиака, значительному выбросу вредных газов в атмосферу, повышению энергозатрат и, естественно, снижению производительности оборудования и повышению стоимости продукции.

При исследовании многих процессов нанесения покрытий на материалы в большинстве случаев не рассматривались вопросы, связанные с неравномерным разогревом режущей поверхности при резании с высокими скоростями, когда создается большой градиент температур и сложнонапряженное состояние поверхности, вызывающее термические и чаще всего структурные напряжения. Этот разогрев может привести к короблению, отслаиванию, растрескиванию покрытий и резкому снижению рабочих характеристик инструмента.

В связи с этим несомненный научный и практический интерес представляет разработка нового системного подхода к осуществлению модификации поверхностных свойств инструментальных сталей: как через жидкую фазу путем лазерного поверхностного легирования, так и через твердую диффузией, либо нанесением упрочняющих покрытий.

До настоящего времени такой подход отсутствовал.

Выполненные исследования и разный подход к проблеме модификации поверхностных слоев инструментальных сталей позволяет определить возможности и преимущества каждого метода или предложенной технологии для получения заданных физико-механических параметров при решении конкретной технологической задачи, а также дать научное обоснование и рекомендации по применению исследуемых методов и новых технологий.

Целью настоящей работы является разработка научных основ и системного подхода к технологиям поверхностного упрочнения инструментальных сталей для повышения физико-механических и эксплуатационных характеристик инструмента.

В этой связи были поставлены и решены следующие задачи.

1. Разработка теории лазерного поверхностного легирования с целью создания на поверхности углеродистой или низколегированной стали слоя нового химического состава (новой стали), аналогичного по свойствам быстрорежущей стали.

2. Выбор химического состава легирующей композиции с целью получения максимальных режущих свойств.

3. Разработка математической модели лазерного поверхностного легирования одно-, двух- и трехкомпонентными системами с получением максимально высоких режущих свойств инструмента.

4. Изучение процесса насыщения углеродистых и низколегированных инструментальных сталей карбидообразующими элементами и углеродом из обмазок при локальном лазерном нагреве: кинетики формирования зон лазерного легирования, влияния параметров обработки на размеры зон упрочнения, их фазовый состав, получаемую структуру, физико-механические и режущие характеристики.

5. Разработка технологии лазерного поверхностного легирования инструмента с целью замены в некотором интервале скоростей резания инструмента из быстрорежущей стали на инструмент из низколегированной или даже углеродистой стали.

6. Исследование температурных полей инструмента с целью исследования эффективности лазерной технологии, а также для определения интервала допустимых температур при термоциклировании и температур дополнительной термической обработки при комбинированном упрочнении инструмента.

7. Разработка нового метода газо- и термогазоциклического азотирования с целью снижения расхода газа, сокращения длительности процесса, повышения толщины диффузионного слоя и механических характеристик материала в целом.

8. Исследование нового технологического параметра - длительности полуциклов, позволяющего просто и эффективно регулировать фазовый состав диффузионного слоя с целью получения на поверхности требуемого условиями эксплуатации сочетания фаз.

9. Исследование пиролитических хромовых покрытий с целью разработки комбинированной технологии, позволяющей искусственно вызывать частичную кристаллизацию аморфной фазы и при этом резко изменять физико-механические характеристики.

10. Разработка научных рекомендаций по выбору технологии или метода упрочнения для различного вида инструментов с целью получения оптимального сочетания заданных эксплуатационных характеристик инструмента, технологических параметров обрабатываемого материала и экономичной реализации предлагаемых процессов.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. В работе на основании большого экспериментального материала проведен системный анализ состояния вопроса по упрочнению режущего инструмента из углеродистых, низколегированных и быстрорежущих марок сталей для различных условий эксплуатации и предложена научно обоснованная классификация способов упрочнения инструментальных сталей для различных видов инструмента и условий резания, в основу которой положена форма, профиль и конструкция инструмента, металлоемкость, вид и механические свойства обрабатываемого материала, технология резания, доступность, экономичность, экологичность и производительность процесса упрочнения.

2. Для режущих инструментов простой формы и небольших размеров режущей кромки разработаны технологии поверхностного упрочнения путем легирования через жидкую фазу с использованием лазерного нагрева до оплавления поверхности резца.

3. .В работе впервые разработана математическая модель лазерного поверхностного легирования одно-, двух- и трехкомпонентными системами с получением максимально высоких режущих свойств инструмента. Разработанная модель представляет собой канонический полином 4-ой степени и может применяться для других процессов с аналогичным механизмом упрочнения, таких как упрочнение легированием с использованием электронно-лучевого нагрева, в индукционных плавках и т.п.

4. Экспериментально изучен и теоретически обоснован процесс поверхности ого насыщения углеродистых и низколегированных инструментальных сталей карбидообразующими элементами и углеродом из обмазок при локальном лазерном нагреве. Установлено влияние различных режимов насыщения на кинетику формирования, фазовый состав и структуру упрочненного слоя. Экспериментально показано, что лазерное легирование позволяет на поверхности резцов из углеродистых и низколегированных сталей получать физико-механические характеристики, аналогичные высоколегированным быстрорежущим, дорогим сталям, то есть предложенные технологии являются экономически выгодными и ресурсосберегающими.

5. . Определены составы легирующих обмазок, позволяющие повысить физико-механические и эксплуатационные свойства исследуемых сталей У10, ХВГ в условиях трения скольжения и при резании. Исследовано влияние технологических параметров лазерной обработки (плотности мощности лазерного импульса, условий фокусировки и плотности наносимой обмазки) на геометрические размеры зон легирования. На основе этих экспериментов предложены диаграммы преимущественных режимов лазерной обработки для получения максимальных размеров зон легирования с высокой твердостью и износостойкостью.

6. . Исследовано влияние технологических факторов лазерного легирования на структуру, фазовый состав и распределение элементов в поверхностном слое:

- методом микрорентгеноспектрального анализа изучено распределение легирующих элементов в зоне упрочнения. С увеличением количества наносимой обмазки происходит выравнивание микронеоднородностей по глубине легированной зоны;

- установлено, что все легированные слои имеют одинаковый фазовый состав: твердый раствор легирующих элементов в железе, карбиды титана, ниобия, цементит, немного оксидов и остаточный аустенит, в зависимости от режимов лазерной обработки изменяется лишь только количественное соотношение фаз.

- установлен механизм лазерного легирования, который представляет собой параллельное действие механизмов конвективного и термодиффузионного массопереносов. Благодаря последнему, идет непрерывное рассасывание конвективных потоков легирующих элементов, приводящее к равномерному распределению их по зоне плавления; в виду неоднородности зон легирования по составу, а, следовательно, по твердости, предложено использовать интегральную микротвердость. Доказана ее объективность, адекватность и корреляционная связь со стойкостью инструмента, выражающаяся в уравнении регрессии первого порядка.

7. Проведено комплексное исследование физико-механических свойств упрочненной поверхности и показано: лазерное поверхностное легирование (ЛПЛ) способствует значительному повышению микротвердости в зоне обработки, которая может достигать 18000-19000 МПа; между структурно-чувствительными характеристиками зон легирования (модулем Юнга, микротвердостью и их соотношением,) и интенсивностью изнашивания существует функциональная зависимость при трении скольжения. Составлено и решено регрессионное уравнение, подтверждающее, что интенсивность изнашивания в большей степени зависит от неоднородности и гетерогенности структуры, нежели от конкретных значений микротвердости; теплостойкость легированных слоев соответствует, а при оптимальных режимах ЛПЛ даже превышает теплостойкость стали Р6М5, что объясняется получаемой при этом микроструктурой, представляющей собой конгломерат высокодисперсных твердых карбидных фаз в матрице упрочненной зоны.

- лазерное поверхностное легирование изменяет профиль поверхности (ее шероховатость). При энергии импульса более 30 Дж обработку вести нецелесообразно, так как при этом величина неровностей сопоставима с глубиной упрочненной зоны. При обработке же по оптимальным режимам в фокальной плоскости линзы величина припуска на дополнительную механическую обработку составляет всего 20-30 мкм;

- ударная вязкость при лазерном легировании снижается на 20-30%, но это значительно меньше, чем при других видах упрочнения, например, при химико-термической обработке. Дополнительный нагрев поверхности, который имеет место при резании, несколько повышает ударную вязкость, что видно по более вязкому характеру излома;

- износостойкость покрытий, полученных при ЛПЛ, при различных условиях трения (скольжения, при резании и т.д.), не уступает стали Р6М5 после обычной термообработки, т.е. закалки и низкого отпуска, при этом в 1,5-2 раза снижается и коэффициент трения;

- лазерное поверхностное легирование снижает чувствительность резца к увеличению удельной нагрузки, коэффициент трения при этом стабилизируется и изменяется очень незначительно;

- в диапазоне скоростей резания до 30 м/мин резцы из быстрорежущих сталей можно заменять экономнолегированным инструментом из сталей типа ХВГ и даже У10 с поверхностным упрочнениям по разработанным технологиям. В условиях трения скольжения диапазон предлагаемых оптимальных режимов обработки и эффективной замены сталей может быть несколько расширен.

8. Изучены температурные поля упрочняемого инструмента из исследуемых сталей, получены фотографии их распределения, из которых следует, что после ЛПЛ значительно уменьшается разогрев режущей кромки при резании, уменьшается температура в режущем клине и это дает возможность применять такой инструмент в более жестких условиях работы.

9. На основании проведенных исследований разработана методология, теория и практика лазерного легирования инструмента и предложена технология обработки низколегированных и углеродистых инструментальных сталей, позволяющая эффективно использовать механизмы лазерного легирования, сократить использование дорогих высоколегированных сталей за счет использования низколегированных без снижения уровня поверхностного упрочнения и эксплуатационных характеристик. Такая технология может быть предложена как перспективная и ресурсосберегающая.

10. Для резцов сложной геометрии и большой протяженности режущей кромки на основе экспериментальных данных разработаны новые технологические режимы азотирования с целью интенсификации процесса насыщения, заключающиеся в циклической, порционной подаче газа и аналогично циклическом изменении температуры, т.е. в условиях газоциклических и термогазоциклических воздействий.

11. Обоснован температурный интервал при термоциклировании, показано, что температура процесса должна изменяться в пределах - ниже эвтектоидного превращения, а затем несколько выше эвтектоидной температуры. Тогда в сплаве идут фазовые превращения с увеличением объема, при этом азотирование и фазовое превращение термодинамически инициируют друг друга, резко ускоряя процесс азотирования. При термогазоциклическом азотировании насыщение проводили при 520°С, а деазотирование - при 620°С. Многократное повторение таких циклов приводит к ускорению процессов азотирования в 4-5 раз по сравнению с обычным азотированием в среде непрерывного потока аммиака при той же температуре.

12. Микроструктурный и электронно-микроскопический анализы показали, что при газо-и термогазоциклическом азотировании толщина диффузионного слоя увеличивается в 2-6 раз и возрастает, в основном, за счет зоны внутреннего азотирования, то есть подслоя, и в незначительной степени- е-фазы в нитридной зоне; при этом наиболее интенсивный рост азотированного слоя происходит в начальный момент формирования слоя, когда наиболее активно идут диффузионные процессы, то есть с небольшой продолжительностью полуциклов - по 0,5 -1ч.

13. Рентгеновский фазовый анализ показал, что на стадии деазотирования происходит рассасывание нитридной зоны и зоны внутреннего азотирования, при этом общая толщина диффузионного слоя увеличивается. При температуре 520°С процессы рассасывания азотированного слоя в условиях газоциклических воздействий интенсивно проходят только при длительных полуциклах (свыше 1,5-3 ч), при этом в слое происходит уменьшение высокоазотистой е-фазы и увеличение у-фазы, что указывает на деазотирование в глубь образцов. При повышении температуры газоциклического азотирования до 620°С процессы деазотирования на второй стадии ускоряются, при этом е-фаза полностью рассасывается на поверхности образцов за 1-1,5 часа, и вместо нее появляется чистое железо. При термогазоциклировании е-фаза полностью рассасывается за 0,5 часа. Для повышения поверхностной твердости и износостойкости процесс термогазоциклического азотирования следует заканчивать стадией насыщения в течение 0,5-1ч для получения на поверхности твердой нитридной зоны.

14. При изучении характера распределения азота по толщине азотированного слоя при сканировании на микроренттеноспектральном анализаторе установлено, что максимальное содержание азота находится не на поверхности, а в глубине слоя, при этом кривая распределения азота по толщине слоя проходит через пологий максимум. Положение этого максимума сдвигается в глубь слоя при переходе от обычного азотирования к газоциклическому и, особенно, термогазоциклическому азотированию, при этом максимальное содержание азота возрастает до 12% (по массе).

15. При сравнении обычного и термогазоциклического азотирования установлено, что за 6,5 ч термоциклического процесса достигается такой же уровень поверхностного упрочнения, как при обычном азотировании, но только в течение 25-30 ч, то есть предложенный метод азотирования сокращает его продолжительность в 4-5 раз.

16. В работе впервые предложен и экспериментально исследован новый технологический параметр - длительность полуцикла насыщения и рассасывания, который позволяет эффективно и доступно в промышленных условиях регулировать строение и фазовый состав, а, следовательно, и свойства азотированного слоя.

17. В работе исследована и разработана комбинированная технология упрочнения поверхности инструмента, заключающаяся в нанесении пиролитических хромовых покрытий с последующей термической обработкой — печным или лазерным отжигом, которая позволяет вызвать искусственно частичную кристаллизацию аморфной фазы покрытия с получением максимально высоких режущих свойств. Определена температурная область осаждения покрытий переходного типа - 450-480°С, которые имеют горизонтально-слоистую структуру, представляющую собой смесь рентгеноаморфной фазы - пересыщенного твердого раствора углерода в хроме и мелкодисперсной хромокарбидной смеси. Наличие аморфной фазы и обеспечивает эту частичную кристаллизацию и, соответственно, максимальный эффект при резании с высокими скоростями.

18. Исследовано влияние режимов комбинированного упрочнения на структуру, фазовый состав и свойства таких покрытий. Установлено, что отжиг при температурах ниже 540°С или при плотности мощности лазерного излучения менее 1,0x104 Вт/см2 не вызывает в структуре покрытий никаких изменений. При более высоких температурах отжига или энергиях лазерного излучения в покрытиях переходного режима осаждения происходят значительные структурные изменения, причем, чем выше температура отжига, тем кристаллической фазы будет больше. Оптимальной температурой отжига покрытий переходного режима осаждения является 550-560°С. При лазерном Л отжиге оптимальная плотность мощности лежит в пределах 1,5-2,5 Вт/см '

19. Исследовано влияние комбинированного упрочнения на механические характеристики инструментальных сталей:

- резко возрастает микротвердость покрытия, особенно при лазерном отжиге, максимальные значения микротвердости достигают 28000МПа;

- уровень средних остаточных напряжений сжатия после отжига повышается, причем увеличение температуры или продолжительности отжига приводит к постепенной релаксации остаточных напряжений за счет коагуляции карбидной фазы;

- адгезионная прочность покрытий при оптимальных режимах нанесения и последующего отжига возрастает;

- микропластичность покрытий незначительно, на 7-10%, снижается. Оптимальное сочетание микротвердости и пластичности достигается при переходном режиме осаждения (450-480°С) и температуре отжига 550-560°С в течение от 45 мин до 1 ч;

- коррозионная стойкость пиролитических хромовых покрытий с дополнительной термообработкой в слабых растворах серной и соляной кислот незначительно снижается, но при этом существенно превышает коррозионную стойкость стали Р6М5 без покрытия;

- исследование шероховатости поверхности показало, что покрытие в точности повторяет исходный контур режущей части инструмента, а качество его поверхности в большинстве случаев повышается за счет «залечивания» микродефектов материала;

- пиролитическое хромовое покрытие, нанесенное на поверхность резца, резко увеличивает твердость и значительно снижает коэффициент трения. В результате этого термомеханические нагрузки на инструмент уменьшаются, вследствие чего мощность подвижного источника тепла снижается, и тепловое состояние инструмента улучшается, что способствует снижению интенсивности развития очагов износа его рабочих поверхностей.

20. Исследование износостойкости инструмента после комбинированной обработки показало, что при увеличении ударной нагрузки резко снижаются механические свойства покрытия, поэтому исследуемая технология не рекомендуется для инструмента, работающего с высокими ударными нагрузками;

- горизонтально-слоистая структура покрытия обусловливает достаточно равномерный износ его при трении, без сколов и выкрашиваний, характерных для других покрытий. Дополнительная термообработка увеличивает сопротивление изнашиванию и снижает износ инструмента.

- значительно снижается износ инструмента с покрытием по задней режущей кромке, при этом дополнительная лазерная термообработка увеличивает стойкость инструмента на 30-40%, что связано с резким повышением твердости вследствие структурных превращений при облучении;

21. На основании проведенных исследований предлагается технология комбинированного упрочнения инструмента, заключающаяся в нанесении пиролитического хромового покрытия при температурах осаждения 450-480°С, то есть при реализации переходного режима осаждения, и последующей термической обработки - отжиг в печи при температурах 550-560°С в течение 45 мин-1ч или лазерной обработке при плотности мощности импульсов 1,5-2,5 Вт/см . Оптимальная толщина покрытия при этом составляет 6-8 мкм.

22. Разработанные в работе технологии упрочнения режущего инструмента предлагаются для различных видов резцов в зависимости от конкретных условий его работы и от вида обрабатываемого материала. Максимально высокая твердость после комбинированного упрочнения предполагает и максимальные режущие характеристики. Это технология упрочнения для инструмента, работающего в условиях, когда требуется низкий коэффициент трения, высокая стойкость, твердость и теплостойкость, крайне низкие адгезионные характеристики в паре с обрабатываемой детали, что предопределяет низкую схватываем ость и предотвращает налипание (нержавеющие стали и т.п.). Кроме того, инструмент с таким упрочнением можно применять для обработки материалов, когда в зоне резания не допустимы высокие температуры, например, всевозможные виды пластмасс.

Инструмент, упрочняемый классическим азотированием в проточном аммиаке, в результате предложенного нового метода насыщения, возможно упрочнять в 4-5 раз быстрее с сохранением всех механических свойств.

Эффективность предложенной технологии лазерного легирования достигается за счет использования углеродистых или низколегированных инструментальных сталей взамен высоколегированных быстрорежущих. При этом физико-механические свойства упрочненных таким образом сталей значительно повышаются, достигают аналогичных свойств быстрорежущих j сталей, а в ряде случаев, и превышают их.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Среди различных способов формообразования резание - один из наиболее широко применяемых в машиностроении. Существует достаточно много видов резания, применение каждого вида, или способа резания зависит от конкретных обрабатываемых материалов, от требований к ним [215]. При этом используются всевозможные инструменты, сложной и простой формы, комбинированные (напайки, накладки и т.п.) и монолитные, в данной работе мы исследуем широко применяемый монолитный инструмент.

Рабочие свойства инструмента определяются, в основном, свойствами поверхности (твердостью, износостойкостью, теплостойкостью, ударной вязкостью при циклических нагружениях) и свойствами сердцевины, одно из которых - сохранять степень упрочнения.

Особенности эксплуатации режущего инструмента требуют разработки таких технологий, которые сохраняют свойства поверхности и сердцевины в целом при статических напряжениях одного знака. Поэтому целесообразно создавать на поверхности инструмента напряжения сжатия, которые компенсируют напряжения растяжения, возникающие при работе.

Инструмент эксплуатируется в разных условиях, и это предъявляет к нему разные требования. Различные конструкции и формы резцов требуют разработай нескольких вариантов упрочнения в зависимости от конкретных условий работы. Например, для резцов из монолита простой формы с небольшими размерами режущей части требуется упрочнение по задней режущей кромке, подвергающейся основному износу, что допускает локальные (местные) методы упрочнения. Здесь целесообразно использовать поверхностное упрочнение методом легирования через жидкую фазу с использованием лазерного нагрева до оплавления поверхности резца.

В работе разработана и предложена технология лазерного поверхностного легирования из обмазок следующих составов: Ti (50% по массе) + Nb (50%%);

Ti (60%%) + Nb (30%%) + С (10%%), позволяющая получать модифицированные поверхности в более дешевых низколегированных инструментальных сталях с абсолютно новыми свойствами, близкими или даже лучшими, чем в быстрорежущих сталях.

На режущий инструмент, изготовленный из углеродистых или низколегированных сталей, рекомендуется наносить разработанные нами легирующие обмазки с коэффициентом перекрытия лазерных пятен 30% и последующим воздействием лазерного излучения по режимам, соответствующим области 1 и 2 на рис.7.1, т.е. импульсом лазера с энергией 15Л

20 Дж в фокальной плоскости линзы ОКГ и толщиной обмазки 20-30 мг/см

Резцы, изготовленные из низколегированной стали ХВГ и обработанные по предлагаемым в работе технологиям, показали более низкую интенсивность изнашивания (в 1,5-2 раза) по сравнению со сталью Р6М5. При этом теплостойкость покрытия значительно повышается по сравнению с теплостойкостью стали ХВГ после стандартной термообработки (закалка и низкий отпуск) и близка к теплостойкости стали Р6М5.

При лазерном поверхностном легировании значительная эффективность достигается при применении для режущего инструмента более дешевых, малолегированных сталей, у которых рабочие характеристики упрочненной рабочей части резца становятся такими же или даже более высокими, как и у дорогих быстрорежущих сталей. По разработанным технологиям рекомендуется обрабатывать инструмент простой формы с небольшой поверхностью режущей кромки, работающий с высокими скоростями резания.

Следующая группа инструментов - монолитные, сложной и простой формы, часто имеющие режущую кромку большой протяженности и сложной геометрии (например, многопрофильные фрезы), а также инструмент, применяемый в специальных областях, когда необходимо, например, провести длинный рез за один постанов инструмента, не допуская смены резцов.

Обработка подобного инструмента требует применения технологий, обеспечивающих равномерное упрочнение по всей геометрии изделия.

Наиболее перспективны, с этой точки зрения, являются технологии по поверхностному упрочнению методом легирования через твердую фазу без оплавления поверхности резца. Сюда относятся все методы химико-термической обработки (цементация, нитроцементация, азотирование, борирование, силицирование и др.). Диффузия в твердой фазе значительно ниже, чем в жидком металле, поэтому эти процессы очень длительные и проводятся при высоких температурах. После такого поверхностного упрочнения сердцевина изделия раз упрочняется и необходима дополнительная термическая обработка.

Из всех этих методов упрочнения наиболее перспективным является азотирование, так как проводится оно при низких температурах и не разупрочняет сердцевину изделий. Один из основных недостатков азотирования - большая длительность процесса и, кроме того, высокий расход насыщающих газов.

Поэтому в работе была поставлена и решена задача по ускорению процесса азотирования инструментальных сталей. Для этого нами были разработаны и предложены ресурсосберегающие технологии азотирования в условиях газо- и термогазоциклических воздействий, которые позволяют сократить длительность процесса насыщения в 4-5 раз по сравнению с обычным азотированием, широко используемым в промышленности, без снижения твердости и толщины азотированного слоя.

Кроме того, в работе впервые предложен новый способ регулирования строения, фазового состава и свойств азотированного слоя - это длительность полуциклов стадий насыщения и деазотирования при газо- и термогазоциклическом азотировании. Изменяя длительность таких полуциклов, на поверхности можно получать любую фазу для обеспечения требуемых физико-механических и эксплуатационных свойств азотированного слоя. Этот способ регулирования строения и свойств слоя прост в реализации, доступен, не требует сложного и дорогостоящего оборудования, в отличие от существующих аналогичных способов регулирования свойств диффузионных слоев при химико-термической обработке.

В ряде случаев производительность и качество резания специальных конструкционных материалов определяется адгезионными характеристиками и коэффициентом трения между обрабатываемым материалом и режущей поверхностью, то есть имеются в виду процессы схватывания и налипания (нержавеющие стали, композиционные материалы, металлокерамика, блоки из особо плотной пьезокерамики, пластмассы и прочие труднообрабатываемые материалы).

Для обеспечения высоких рабочих характеристик инструмента при таком виде резания целесообразно нанесение специальных покрытий, которые обеспечивают высокую теплостойкость, износостойкость, твердость, низкий коэффициент трения, а, следовательно, имеют низкую схватываемость и предотвращают налипание, кроме того, улучшается качество обрабатываемых плоскостей.

Учитывая разогрев рабочей поверхности в процессе резания и изменение при этом практически всех эксплуатационных характеристик, в работе была исследована и предложена комбинированная технология, заключающаяся в нанесении пиролитического хромового покрытия (ПХП) из металлоорганических соединений хрома (МОС) в переходном режиме осаждения при температуре 450-480°С. Скорости осаждения МОС должны быть от 0,7 до 1,9 мл/мин при цикличности подачи его в испаритель через каждые ЗОсек по 0,5 мл; времени осаждения 15 мин, затем следует проводить отжиг в печи при температуре 550-560°С в течение 0,5-1 ч, а при лазерной л обработке - с плотностью мощности излучения от 2,5 до 3,5 Вт/см .

При такой комбинированной обработке происходит частичная кристаллизация аморфной фазы в покрытии, вызывающая резкое повышение механических характеристик (твердости до 28000 МПа, стойкости инструмента до 8-10 раз, теплостойкости в 4 раза), которые в основном и определяют эксплуатационные свойства изделия в целом.

Максимальная твердость инструмента с комбинированным упрочнением определяет и максимальные его режущие характеристики. Это может быть инструмент любой сложности, работающий при высоких скоростях резания, но не очень больших ударных нагрузках.

Сравнительные характеристики износа и стойкости режущего инструмента, обработанного по оптимальным режимам и технологиям, предлагаемым в работе, показаны на рис.1 заключения.

Время работ ы резца, мин а)

Рис.1,а, заключение. Сравнительные характеристики резания (износ инструмента из стали ХВГ) при предлагаемых технологиях упрочнения:

1 - термогазоциклическое азотирование; 2 - лазерное поверхностное легирование (ЛПЛ); 3 - пиролитическое хромовое покрытие (ПХП) + отжиг в печи; 4 - ПХП + лазерный отжиг

80 60 40

20 Q

Он xr 5 о о fe; о a ю 8 6 4

2 1 с

X у \

3 ч к ч.ч ч

2 3 ч

N

1 5 6 7 8 9 10 15 20 25 30 40 Скорость резания V, м/мин б)

Рис. 1,6, заключение. Сравнительные характеристики стойкости инструмента из стали ХВГ при предлагаемых технологиях упрочнения:

1 - термогазоциклическое азотирование; 2 - лазерное поверхностное легирование (ЛПЛ); 3 - пиролитическое хромовое покрытие (11X11) + отжиг в печи; 4 - ПХП + лазерный отжиг

Таким образом, в работе исследована широкая номенклатура режущего инструмента с различными условиями эксплуатации и применительно к ним разработаны эффективные технологии, позволяющие получать высокий комплекс эксплуатационных характеристик.

1. Промышленное применение лазеров: Под ред. Кебнера Д. М.: Машиностроение, 1988. 279 с.

2. Качмаров Ф. Введение в технику лазеров. М.: Мир, 1981. 532 с.

3. Справочник по лазерной технике/Пер.с нем. М.: Энергоатом, 1991.544 с.

4. Справочник по лазерам / Под редакцией А.М.Прохорова. Т.1. М.: Советское радио, 1977. 504 с.

5. Справочник по лазерам / Под ред. А.М.Прохорова. Т.2. М.: Советское радио, 1978. 400 с.

6. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., Кокора А.Н. Лазерная обработка материалов. -М.: Машиностроение, 1975. 296 с.

7. Лахтин Ю.М., Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов. -М.: Металлургия, 1985. 256 с.

8. Теория и технология азотирования / Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Шпис Г.И., Бемер 3. М.: Металлургия, 1991. 230 с.

9. Лахтин Ю.М., Булгач А.А. Теория химико-термической обработки стали. М.: Машиностроение, 1982. 54 с.

10. Шашков Д.П., Горячев А.Б. Кинетика формирования диффузионного слоя на стали 38Х2МЮА при газоциклическом азотировании // Металловедение и термообработка металлов. 1999. № 6. С.З — 5.

11. И. Артемьев В.П., Шатинский В.Ф. Ускорение диффузии в металлах // 3-е собрание металловедов России: Тезисы докладов. Рязань, 1996. с.27-29.

12. Смольников Е.А., Савиновский Г.К. Термическая обработка и цианирование мелкоразмерного инструмента из быстрорежущей стали. В кн.: Технология производства, научная организация труда и управления. М.: НИИМаш, 1976. №1. С.47-48.

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

14. Лахтин Ю.М., Неустроев Г.Н. Низкотемпературное газовое цианирование конструкционных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1964. №3. С.19-21.

15. Минкевич А.Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. М.: Машиностроение, 1965. 489 с.

16. Aufbau und Eigenshaften von Lasernitrierten Randschichten // Barnikel J., Bergmann H.W., Reichstein S. // HTM: Harter. techn. Mitt. 1998.53. №5. P.337-342.

17. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Азотирование в тлеющем разряде. М.: Машиностроение, 1975. 215 с.

18. Ионное азотирование деталей станков и режущего инструмента / Цырлин Э.С., Курдюмова В.Е. и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1983. №5. С.45-48.

19. Азотирование в тлеющем разряде. Metallurgia. 1978. у.45. №4. Р.207.21. «Ионитридинг» это больше, чем просто упрочнение. Prodaction, 1981. у.87. №6. Р.90-93.

20. Тихонов А.К. Химико-термическая обработка в массовом производстве // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. № 1. С. 15- 18.

21. Петрова Л.Г., Чудина О.В. Методы повышения конструктивной прочности сталей и сплавов. Прогнозирование твердости сплавов после химико-термической обработки: Учебное пособие. М.: МАДИ (ТУ), 2000. 49 с.

22. Щербединский Г.В., Шумаков А.И., Нечаева О.В. Низкотемпературное цианирование быстрорежущих сталей в безводородной плазме // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004, №1. С.40-42.

23. Савиновский Г.К. Влияние цианирования на прочность быстрорежущей стали // Металловедение и термическая обработка металлов. 1976. №1. С.14.

24. А.с. 576350 СССР. Способ химико-термической обработки металлов. Прокошкин Д.А.

25. Прокошкин Д.А. Химико-термическая обработка металлов -карбонитрация. М.: Металлургия, 1984. 240 с.

26. Kunst Н. Борирование деталей машин и инструментов // Technik und Betrieb. 1977. Т.29. №1.29. Ёнэда А. Особенности процесса порошкового борирования // Киндзоку хёмен гидзюцу. 1975. Т.26. №5. С.238-243.

27. Современное направление применения жидкостного безэлектролизного борирования для повышения стойкости изделий // ВНИИ НТИ и ТЭИ Госплана. Экспресс-информация. Минск, 1985. 76 с.

28. Викерсчен Т. Ионное борирование с точки зрения используемой газовой среды // Материалы Международного Конгресса по химико-термической обработке материалов. Детройт, 1980.

29. Polanska Р. Борирование с применением паст инструментов и деталей машин//Przeglad mechaniczny. 1982. Т.41. №20. Р.31-32.

30. Сорокин JI.M. Опыт упрочнения деталей машин электролизным борированием. М.: Металлургия, 1965. 118 с.

31. Справочник по гальванопокрытиям в машиностроении/Под ред. Мельникова П.С. М.: Машиностроение, 1979. 296 с.

32. Забелин С.Ф., Хоботов А.И. Термоциклическое борирование сталей // Вестник Чит ГТУ. 1999. № 9. С. 36-41.

33. Мыльников Г.В. Исследование износоустойчивости цилиндровых втулок и поршней буровых насосов // Нефтяное хозяйство. 1994. №1. С.23-25.

34. Борисенок Г.В., Васильев JI.A., Ворошнин Л.Г. Борирование стали. М.: Металлургия, 1981.424 с.

35. Филоненко Б. А. Комплексные диффузионные покрытия. М.: Машиностроение, 1981.136 с.

36. Сайдахметов Р.Х., Карпман М.Г., Фетисов Г.П. Многокомпонентные покрытия, формируемые ионно-плазменным методом. // ФАН Академии наук респ. Узбекистан: 1999. 131 с.

37. Сайдахметов Р.Х., Карпман М.Г., Фетисов Г.П. Многокомпонентные нитридные ионно-плазменные покрытия на основе титана, ванадия, хрома // Металловедение и термическая обработка металлов. 1993, № 9. С. 8 9.

38. Исследование структуры и свойств ионно-плазменных покрытий на основе нитрида титана / Сайдахметов Р.Х., Карпман М.Г., Усманов К.Б., Фетисов Г.П. // Физика и химия обработки материалов. 1993, № 2. С. 155 -156.

39. Kodama М., Shabaik A. Mashing evaluation of cemented carbide tools coated with and TiC by the actwated reactive evaparation prosess. Thin solid films. 1978. P.54.

40. Установка серии «Булат» для нанесения защитных покрытий на металлы и диэлектрики в вакууме // Информационный листок В ИМИ. №78-0429. 1978. Серия 10-12.

41. Покрытия из карбида молибдена, полученные методом осаждения плазменных потоков в вакууме КИБ. / Андреев А.А., Булатова А.В. и др. // Физика и химия обработки материалов. 1979. №2. С.16-18.

42. Андреев А.А. Разработка способа и оборудования для нанесения покрытий путем осаждения потоков металлической плазмы в вакууме: Автореф. дис. канд. техн. наук. Харьков, 1978. 20 с.

43. Бартенев С.С., Федько Ю.П., Григоров А.И. Детонационные покрытия в машиностроении. Л.: Машиностроение, 1982. 232 с.

44. Зверев А.И., Шаривкер С.Ю., Астахов Е.А. Детонационное нанесение покрытий. Л.: Судостроение, 1979. 232 с.

45. Шоршоров М.Х., Харламов Ю.А. Физико-химические основы детонационно-газового напыления покрытий. М.: Наука, 1978. 145 с.

46. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. М.: Металлургия, 1983. 583. с.

47. Вишенков С.А. Химические и электрохимические способы осаждения металлопокрытий. М.: Машиностроение, 1975. 312 с.

48. Акаматси К. Применение метода химического осаждения из газовой фазы для некоторых инструментальных сталей // Материалы Всесоюзного Конгресса по химико-термической обработке. Шанхай, 1983. Т.7. №11. С.195.

49. Мельников П.С. Справочник по гальванопокрытиям в машиностроении. -М.: Машиностроение, 1991. 384 с.

50. Дудник П.Е. Обкатка, раскатка и дорны. М.: Машгиз, 1962. 238 с.

51. Шнайдер Ю.Г. Чистовая обработка детали и инструмента пластическим деформированием поверхности // Станки и инструмент. 1958. №4. С.46-47.

52. Бурмистров В.И. Технология производства многослойных листов методом ГИП и прокатки // Технология металлов. 2004. №5. С.6 -11.

53. Шнайдер Ю.Г. Обработка деталей ротационным дорном // Станки и инструмент. 1979. №1. С.37-39.

54. Roche A.G., Desheraunt J.J. Steam treatment of tools //Materials and methods. 1949. №5. P.43.

55. Лазерное и электроэрозионное упрочнение материалов / Коваленко B.C., Верхотуров А.Д., Головко Л.Ф., Подчерняева И.А. М.: Наука, 1986. 263 с.

56. Миркин Л.Н. Физические основы обработки материалов лазером. М.: Изд. Моск. ун-та, 1975. 384 с.

57. Упрочнение деталей лучом лазера / Коваленко B.C., Головко Л.Ф., Меркулов Г.В., Стрижак А.И. Киев; Техника, 1981.216 с.

58. Углов А.А., Полухин В.П., Офер В.И. Влияние неоднородного распределения тепловой мощности в пятне нагрева луча лазера на упрочнение сталей// Физика и химия обработки материалов. 1984. №5. С.17-19.

59. Поглощение энергии при лазерной химико-термической обработке материалов / Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Подругин В.Н., Бурякин А.В. // Электронная обработка материалов. 1984. №4. С.57-60.

60. Углов А.А., Исаев О.И. О расчете скорости нагрева металлов при воздействии излучения ОКГ // Физика и химия обработки материалов. 1976. №2. С.23-28.

61. Чудина О.В. Комбинированные методы поверхностного упрочнения сталей с применением лазерного нагрева: теория и технология. М.: МАДИ (ГТУ), 2003. 248 с.

62. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов: Справочник / Н.Н.Рыкалин, А.А.Углов, И.В.Зуев, А.Н.Кокора. М.: Машиностроение, 1985. 496 с.

63. Рэди Дж. Обработка материалов. Обзор ТТЭР, 1995. Т.70. №6. С.7-20.

64. Николаев Г.А., Григорьянц А.Г. Лазерная обработка в машиностроении //Изв. АН СССР. Серия физ. наук, 1983. Т.47. №8. С. 1458-1467.

65. Криштал М.А., Жуков А.А., Кокора А.Н. Структура и свойства сплавов, обработанных излучением лазера. М.: Металлургия, 1981. 210с.

66. Лазерная техника и технология: В 7 кн. Кн.З. Методы поверхностной лазерной обработки. Учебное пособие для вузов / А.Г.Григорьянц, А.Н.Сафонов; Под ред. А.Г.Григорьянца. М.: Высшая школа, 1987. 191 с.

67. Григорьянц А.Г., Сафонов А.Н. Основы лазерного термоупрочнения сплавов. Уч. Пособие: М.: Высшая школа, 1988. 159 с.

68. Сафонов А.Н. Разработка методов термической обработки сплавов излучением мощных СОг-лазеров с целью упрочнения поверхности. Автореф.докт.техн.наук. МГТУ им. Н.Э.Баумана. 32 с.

69. Горюшин В.В. Влияние лазерной обработки на структуру и свойства стали 35 // Металловедение и термическая обработка металлов. 1979. №3. -С.27.

70. Скаков Ю.А., Еднерал Н.В. Легирование поверхностных слоев при использовании лазерной обработки // Изв. АН СССР. Серия физич. 1983.Т.47. №8. С.1487-1495.

71. Бураков В.А., Федосиенко С.С. Формирование структур повышенной износостойкости при лазерной закалке металлообрабатывающего инструмента // Металловедение и термическая обработка металлов. 1983. №5. С.16-17.

72. Действие излучения большой мощности на металлы / С.И.Анисимов, Я.А.Имас, Г.С.Романов, Ю.В.Ходько. М.: Наука, 1980. 272 с.

73. Багузин С.Б., Суязов А.В. Кристаллические сплавы железа, полученные закалкой из жидкого состояния // Черная металлургия: Обзорн.информ. Серия Металловедение и термообработка. 1988. Вып.1. №1. С.27 31.

74. Соотношение режимов лазерной термической обработки материалов при непрерывном и импульсных излучениях / Лахтин ЮМ., Коган Я.Д., Подругин В.Н., Тарасова Т.В. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1986. №11. С. 123-129.

75. Мирзоев Д.А., Корзунов С.Е. и др. Влияние скоростей охлаждения при закалке на количество остаточного аустенита и твердость углеродистых сталей // Физика металлов и материалов. АН СССР. Наука. 1983. Т.56. вып.5. С.1033-1035.

76. Шевелев А.К. Исследование тонкой кристаллической структуры и характеристической температуры a-Fe, легированного бором // Физика металлов и материалов. 1966. Т.22. №2. С.210-214.

77. Воронов И.Н., Гончаренко В.П., Великих B.C. Особенности структуры заэвтектоидных инструментальных сталей после лазерной термической обработки //Известия вузов. Черная металлургия. 1981. №12. С.56-58.

78. Григорьянц А.Г., Сафонов А.Н., Балдохин Ю.В. Структура и свойства стали ШХ15 после лазерной обработки // Физика и химия обработки материалов. 1984. №6. С. 15-18.

79. Еднерал Н.В., Лякишев В.А. Микроструктура стали У10 после облучения ОКГ и закалки из жидкого состояния // Физика и химия обработки материалов. 1984. №3. С.24-28.

80. Суслов А.Г., Колесников Ю.В., Инютин В.П. Исследование возможностей повышения динамической поверхностной прочности сталей с помощью лазерного легирования // Трение и износ. 1985. №5. С.872 — 877.

81. Mordike B.L., Bergman H.W. Syructure of laser melted steel surfaces. In T.Masumoto and K.Suzuki (eds.) // Proc.41 Int. Conf. On Rapidly quenched Metals. 1982. P. 197-200.

82. Гладуш Г.Г., Красицкая JI.C., Левченко Е.Б. Термокапиллярная конвекция в жидкости под действием мощного лазерного излучения // Квантовая электроника. 1982, т.9. №4. С.660 667.

83. Боровский И.Б., Городский Д.Д., Шарафеев И.М. О поверхностном легировании металлов с помощью непрерывного лазерного излучения // Физика и химия обработки материалов. 1984. №1. С. 19-23.

84. Григорьянц А.Г., Сафонов А.Н., Шибаев В.В. Выбор связующих веществ при лазерной наплавке износостойкими хромборникелевыми порошками // Электронная обработка материалов. 1982. №5. С.33-37.

85. Косырев Ф.К., Железное Н.А., Барсук В. А. Цементация низкоуглеродистых сталей при воздействии непрерывного излучения СОг-лазера // Физика и химия обработки материалов. 1988. № 6. С.57 59.

86. Чудина О.В. Комбинированные технологии поверхностного упрочнения конструкционных сталей: Дис.докт. техн. наук. Москва, 2004. 335 с.

87. Mordike В., Bergmann Н., Gros N. Легирование из газовой фазы с применением нагрева лазером // Z. Werkstofftechnik. 1983.14. №8. С.253-257.

88. Суханов Р.С. Повышение износостойкости прорезных фрез на операции фрезерования пазов в язычковых иглах комбинированным ионно-лазерным упрочнением: Дис. . канд. техн. наук. Иваново, 2003. 185 с.

89. Особенности лазерного упрочнения металлов в струе азота /Углов А.А., Гребенников В.А., Панаетов В.А. и др. // Физика и химия обработки материалов. 1984. №2.С.З-6.

90. Бурякин А.В. Разработка технологии лазерного легирования сталей бором и азотом: Автореф. дис.канд. техн. наук. М., 1983. 17 с.

91. Власов В.М., Шаталин В.В. Лазерное легирование инструмента смазкой на основе дисульфида молибдена. В кн.: Материаловедение в машиностроении. Минск, 1983. С.113-114.

92. Коваленко B.C., Волгин В.И. Особенности лазерного легирования поверхности железа ванадием // Физика и химия обработки материалов. 1978. №3. С. 10-12.

93. Архипов В.Е., Смолонская Т.А. Особенности лазерного легирования стали У10 при использовании наплавочного порошка на основе вольфрама // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. №11. С.6 8.

94. Белоцкий А.В., Коваленко B.C., Волгин В.И. Исследование возможности легирования поверхности железа молибденом при воздействии излучения ОКГ // Физика и химия обработки материалов. 1977. №3. С.24-27.

95. Куров И.Е., Нагорных С.Н., Сивухин Г.А. О легировании хромом поверхности конструкционных сталей при лазерной обработке // Физика и химия обработки материалов. 1987. №4. С.74 77.

96. Хромотитанирование углеродистых сталей при лазерном нагреве / Бураков В.А., Федосиенко С.С. и др. // Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении. Ростов-на-Дону, 1982. С.50-55.

97. Фазовый состав и свойства поверхностей низкоуглеродистых сталей, легированных с помощью лазерного нагрева / Али-Заде И.И., Кабанова С.В., Крапошин B.C., Петрикин Ю.В. // Физика и химия обработки материалов. 1987. №6. С.76 -81.

98. Александров В.Д. Поверхностное упрочнение алюминиевых сплавов. Дисс.доктора техн. наук. М.: МАДИ, 2002. 408 с.

99. Шеффе Г. Дисперсионный анализ. М.: Физматгиз, 1963. 269 с.

100. Новик Ф.С., Кожевников И.Ю., Слютин Ю.С. К построению модели на симплексе // Заводская лаборатория. 1983. 49. №1. С.65-67.

101. Новик Ф.С., Арсов Я.Б. Планирование экспериментов.- М.: Машиностроение. София: Техника. 1980. 303 с.

102. Анализ зависимости глубины упрочненного слоя от плотности энергии лазерного излучения / Гуреев Д.М., Катулин В.А., Николаев В.Д. и др. // Физика и химия обработки материалов. 1985. №2. С. 17-19.

103. Перенос легирующего элемента в расплаве при облучении металлов лазером в газовых средах / Арутюнян Р.В., Баранов В.Ю., Большое JI.A. и др. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1988. №5. С. 129 137.

104. Чудина О.В., Петрова Л.Г., Боровская Т.М. Механизмы упрочнения железа при лазерном легировании и азотировании // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - № 4. - С.20-26.

105. Физико-механические характеристики и износостойкость покрытий, нанесенных методом микродугового оксидирования / Малышев В.Н., Булычев С.И., Марков Г.А. и др. // Физика и химия обработки материалов. 1995. №1. С.82-87.

106. Кремнев Л.С., Синопальников В.А. Изменение структуры и свойств в режущей части инструментов из быстрорежущих сталей в процессе непрерывного точения // Вестник машиностроения. 1974. № 5. С. 63 67.

107. Грановский Г.И., Грановский В.Г. Резание металлов. М.: Высшая школа, 1985. 302 с.

108. Григорьянц А.Г. Основы лазерной обработки материалов. М.: Машиностроение, 1989. 304 с.

109. Влияние лазерной обработки на изнашивание деталей в абразивно-масляной среде / Голубец В.М., Мойса М.И., Бабей Ю.А. и др. // Физика и химия обработки материалов, 1972. №4. С. 114 115.

110. Алябьев А.Я., Ковалевский В.В., Мельников В.В. Влияние лазерной обработки сталей с различным содержанием углерода на износостойкость в условиях фреттинга. // Трение и износ. 1983. Т.4. №3. С. 508-513.

111. Григорьянц А.Г., Соколов А.А. Лазерная резка металлов. М.: Высшая школа, 1988. 78с.

112. Лоладзе Т.Н. Прочность и износостойкость режущего инструмента. М.: Машиностроение, 1992. 320 с.

113. Резников А.Н. Теплофизика процессов механической обработки материалов. -М.: Машиностроение, 1981. 285 с.

114. Рыкалин Н.Н. Тепловые основы сварки. М.: Металлургия, 1976. 304 с.

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

116. Fudjita Y, Kouka Н, Takey М. Application of nitriding for dies and tools. // The 8th Int. Congr. Heat Treat. Mater. «Heat and Surface '92». Tokyo, 1992.

117. Лахтин Ю.М. Современное состояние процесса азотирования // Металловедение и термическая обработка металлов. 1993. №7, с.6-11.

118. Лахтин Ю.М., Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов. -М.: Металлургия, 1985. 256 с.

119. Mtiller I. Dauevfestigkeitssteigerung durch ein neues Salzbadnitvierfachren // «Draht», 15,1964, №9, s.630-633.

120. Забелин С.Ф. Технологические основы процессов химико-термоциклической обработки сталей // Технология металлов. 2004. №5. С.12-17.

121. Забелин С.Ф. Активация и кинетическая теория процессов диффузионного насыщения металлов при ХТЦО // Технология металлов. 2004. №6. С.6-12.

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

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

124. Эшкабилов Х.К. Разработка технологии нитрооксидирования деталей машин, работающих в условиях износа и коррозии: Дисс.канд. техн. наук. М.: 1992. 179 с.

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

126. Химико-термическая обработка металлов и сплавов: Справочник / Под ред. Ляховича JI.C. М.: Металлургия, 1981. 424 с.

127. Межонов А.Е. Кинетические закономерности регулируемых процессов азотирования: Дисс.канд. техн. наук. М.: 1986.

128. Пермяков В.Г. и др. О растворимости азота в легированном феррите // Украинский физ. журнал, 1968, т.13, № 10, с.1749.

129. Зинченко В.М., Сыропятов В.Я., Прусаков Б.А., Перекатов Ю.А. Азотный потенциал: современный взгляд // 3-й Мемориальные чтения им. Ю.М.Лахтина. Варшава, 2003. 71 с.

130. Арзамасов Б.Н., Панайоти Т.А. Перспективы и возможности ионного азотирования сплавов //3-е собрание металловедов России. Тезисы докладов. Рязань, 1996. с.5 8.

131. Сыропятов В.Я., Зинченко В.М., Перекатов Ю.А. Современная концепция азотного потенциала // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004, №1. с.7-12.

132. Герасимов Г.А., Сидоркин И.И., Косолапов Г.Ф. Исследование износостойкости азотированных сталей // Известия ВУЗов. Машиностроение, 1973, вып.5, с. 127-129.

133. Белоцкий А.В. Структура азотистых фаз и принципы легирования сталей для азотирования // Металловедение и термическая обработка металлов. 1975, №12. с.24.

134. Лахтин Ю.М. Регулирование фазового состава и содержания азота в нитридном слое при азотировании стали 38Х2МЮА // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. №1, с.6.

135. Зинченко В.М. Инженерия поверхности зубчатых колес методом химико-термической обработки.- М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э.Баумана, 2001. 303 с.

136. Константы взаимодействия металлов с газами: Справочник / Коган Я.Д., Калачев Б.А., Левинский Ю.В. и др. М.: Металлургия, 1987. 368 с.

137. Pipkin N., Griveson P., Gak К. The effect of substitutional alloing elements on the activity coefficients and behavier of interstitial solutes in iron // Proc. Int. Simp. On Chemical Metallurgie, 1974.

138. Могугаов Б.М., Томилин И.А., Шварцман Л.А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. 328 с.

139. Горячев А.Б. Азотирование конструкционных сталей при пульсирующей подаче аммиака.: Автореф. дис.канд. техн. наук, М., 1999. 22 с.

140. Новые идеи о механизме образования структуры азотированных сталей /Герасимов С.А., Жихарев А.В., Березина Е.В., Зубарев Е.И., Пряничников В.А. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. №1. С. 13 -17.

141. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Александров В.А. Новые системы контроля процесса азотирования // Металловедение и термическая обработка металлов. 1978. №4. С.47 52.

142. Сошкин С.М. Разработка и исследование регулируемых процессов азотирования сталей в вакууме: Дисс.канд. техн. наук. М, 1986.

143. Анвар Ахмед Ибрагим Халиль. Азотирование в условиях термогазоциклических воздействий: Дисс.канд. техн. наук. М, 1996.

144. Nowacki J. EinfluB von Phosphorbeimengungen zu Nitrieratmospharen auf Aufbau und Eigenschaften von Nitrierschichten // Harter.- Techn. Mitt., 1991, 46, №1, s.47-51.

145. Коган Я.Д., Коновалов Ю.А. Ресурсосберегающие технологии азотирования в замкнутом объеме // Металловедение и термическая обработка металлов. 1991. №5. С.2 4.

146. Тельдеков В.А., Гончаров А.Г., Филиппова JI.T. Интенсификация азотирования деталей из стали 38Х2МЮА // Металловедение и термическая обработка металлов. 1990. №5. С. 19 — 21.

147. Site Shen, Changyao Tan. The development of new process for PS-P fast gas nitriding / Heat treat. And Technol. Surface Coat. New Process. And Appl. Exper.: Proc. 7-th Int. Congr. Heat Treat. Mater., Moscow, Dec. 11-14, 1990. V.l. M, 1990. P. 162 168.

148. Справочник по триботехнике / Под ред. M. Хебды и А.В.Чичинадзе. М.: Машиностроение. Т.1. 1989. 400 с.

149. Буше Н.А. Трение, износ и усталость в машинах. М.: Транспорт, 1987. 223 с.

150. Анурьев А.А. Справочник конструктора машиностроителя: В 3 т. / Под ред. И.Н.Жестковой. - М: Машиностроение, т.1, 1999. 912 с.

151. Тушинский Л.И., Плохов А.В. Исследование структуры и физико-механических свойств покрытий. Новосибирск, 1986. 196 с.

152. Тушинский Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов. М.: Наука, 1990. 303 с.

153. Пауэлл К., Оксли Дж., Блочер Дж. Осаждение из газовой фазы / Под ред. К.Пауэлла. М.: Атомиздат, 1970. 472 с.

154. Костенков В.А. Исследование процессов химического осаждения покрытий карбида хрома из паровой фазы бис-арен-хромоорганических соединений: Дисс.канд. техн. Наук. Дзержинск, 1978. 204 с.

155. Knap J., Pesetsky D., Hill F. Vapor Plating with Dicumenchromium Reparatation and Properties of Chromium Plate. Plating, 1966, v.53, №6. P. 772-782.

156. Осаждение пленок и покрытий разложением металлоорганических соединений / Грибов Б.Г., Домрачеев Г.А., Жук Б.В. и др. М.: Наука, 1981.322 с.

157. Металлорганические соединения в электронике / Разуваев Г.А., Грибов Б.Г., Домрачеев Г.А. и др. М.: Наука, 1972. 479 с.

158. Петухов Г.Г., Артемов А.Н. // Труды по химии и хим. технологии. Горький, 1969. Вып.З (24). С. 169-172.

159. Горовой А.П., Струлев В.М. Структура, фазовый состав и свойства покрытий, осажденных термораспадом паров бис-ареновых соединений хрома // Современные процессы поверхностного упрочнения деталей машин и инструмента: Тез. докл. Пенза, 1985. С.8-10.

160. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Горовой А.П. Получение защитных покрытий пиролизом метаплоорганических соединений хрома // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. № 8. С.30-35.

161. Горовой А.П. Структура и свойства пиролитических хромовых покрытий в условиях разбавления исходного хромоорганического соединения // Методы поверхностного упрочнения деталей машин и инструмента: Сб. научн. тр. МАДИ. М., 1983. С.40-45.

162. Фукин К.К., Мельников В.В., Домрачеев Г.А. Влияние параметров процесса на скорость осаждения пленок хрома из паровой фазы при распаде бис-аренхромовых комплексов // Труды по химии и химической технологии. Горький, 1969. Вып.З (24). С. 186-189.

163. Сыркин В.Г. Карбонильные металлы. М.: Металлургия, 1978. 256 с.

164. Сыркин В.Г., Уэльский А.А., Димант А.Б. Карбонильные металлические покрытия: Сопоставительный обзор / НИИТЭХИМ. М., 1973. 30 с.

165. Термическое разложение бис-ареновых соединений переходных металлов / Грибов Б.Г., Саламатин Б.А., Травкин Н.Н. и др. В кн.: Международный конгресс по металлоорганической химии, 5-й: Тезисы докл. М., 1971. С.80 -81.

166. Сыркин В.Г. CVD метод. Химическое парофазное осаждение. - М.: Наука, 2000. 496 с.

167. Горовой А.П. Разработка технологии осаждения пиролитических хромовых покрытий с регулируемой «Бархос» структурой: Дисс.канд.техн.наук. М.: МАДН, 1986. 264 с.

168. Александров В.Д. Поверхностное упрочнение алюминиевых сплавов: Дисс.доктора техн. наук. М.: МАДИ, 2002. 408 с.

169. Коган Я.Д. Газотермические методы получения износостойких и коррозионностойких покрытий. М.: Машиностроение, 1987. 85 с.

170. Гринберг А.М. Повышение антикоррозионных свойств металлических покрытий. М.: Металлургия, 1984. 168 с.

171. Иванов JI.JI. Разработка технологии осаждения пиролитических хромовых покрытий: Дисс.канд. техн. наук. М.: МАДИ, 1988. 264 с.

172. Мельников В.В., Максимов Г.А., Каверин Б.С. Состав и структура покрытий, осажденных из паровой фазы при термораспаде бисаренхромовых комплексов. // Докл. АН СССР, 1974. Т. 219. № 4. С. 929 -931.

173. Журавлев Г.И. Химия и технология термостойких неорганических покрытий. JL: Химия, 1975. 280 с.

174. Аникеев А.И. Повышение эффективности режущего твердосплавного инструмента нанесением износостойких покрытий // Проблемы производства и применения твердых сплавов. М., 1977. С. 15-17.

175. Аникеев А.И., Аникин В.Н., Торопченов B.C. Пути повышения работоспособности инструмента за счет нанесения износостойких покрытий II Современный твердосплавный инструмент и его национальное использование / ЛДИТП. Л., 1980. С. 40 - 41.

176. Верещака А.С. Анализ основных аспектов проблемы создания высокопроизводительных инструментов с покрытиями // Перспективы развития резания конструкционных материалов. М., 1980. С. 160 - 165.

177. Шинтлмайстер В. Применение и изготовление инструментов и изнашиваемых деталей с покрытием, наносимым методом химического осаждения // Металловерк Планзее Гезелыпафт МБХ, А 6600 Рейтте. Австрия, 1986.

178. Димант А.Б. Исследование прочности сцепления металлических покрытий с основным материалом. В кн.: Труды института. М.: НИИавтоприбор, 1969, вып.10. С. 3 - 15.

179. Польцер Г, Майсснер Ф. Основы трения и изнашивания / Пер. с нем. М.: Машиностроение, 1984. 264 с.

180. Грилихес С.Я. Обезжиривание, травление и полирование металлов. Л.: Машиностроение, 1977. 112 с.

181. Верещака А.С., Колпаков Н.С., Нилов К.Е. Исследование физико-химического состояния переходного слоя между сталью Р6М5 и покрытием 7W: 4.1. М.: МГУ, 1980. 145 с.

182. Верещака А.С., Третьяков И.П. Режущие инструменты с износостойкими покрытиями. М.: Машиностроение, 1986. 190 с.

183. Карпман М.Г., Соколова Н.Х. Исследование микрохрупкости диффузионного покрытия на инструментальных сталях // Технология легких сплавов. 1982, № 7. С. 65 66.

184. Резников А.Н. Теплофизика процессов механической обработки материалов. М.: Машиностроение, 1981. 285 с.

185. Зеленов А.Е., Сазонова З.С., Александров В.Д. Механизм перемешивания при лазерном легировании металлов: Сб. научн. трудов МАДИ «Ресурсосберегающие технологии поверхностного упрочнения деталей машин». 1987. С.44-48.

186. Опара Б.К., Андрияхин В.М., Волгин В И., Бандуркин В.В. // Защита металлов. 1985. №1. С.87-89.

187. Зимон А.Д. Адгезия пленок и покрытий. М.: Химия, 1977. 353 с.

188. Крукович М.Г. Моделирование процесса азотирования // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. №1. С.24-31.

189. Ляпунов А.И. Совершенствование термической обработки изделий из инструментальной стали // Технология металлов. 1998. № 56. С. 5-12.

190. Кольер Р., Беркхарт К., Лиин Л. Оптическая голография. М.: Мир, 1973. 686 с.

191. Шашков Д.П., Горячев А.Б. Газоциклическое азотирование конструкционных сталей // Технология металлов. 1998. №3. С. 11-13.

192. Шашков Д.П., Горячев А.Б. Азотирование конструкционных сталей при пульсирующей подаче аммиака // 4-е Собрание металловедов России. Сб. материалов: Пенза, 1998. С. 86-87.