автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Упрочнение поверхности и повышение износостойкости углеродистых и низкоуглеродистых сталей наноструктурирующей фрикционной обработкой

На правах рукописи

005043716

ПОЗДЕЕВА Наталья Андреевна

УПРОЧНЕНИЕ ПОВЕРХНОСТИ И ПОВЫШЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ УГЛЕРОДИСТЫХ И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ НАНОСТРУКТУРИРУЮЩЕЙ ФРИКЦИОННОЙ ОБРАБОТКОЙ

Специальность 05.16. 01 -металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

1 7 МАИ 2012

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2012

005043716

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте машиноведения Уральского отделения Российской Академии наук

Научный руководитель: доктор технических наук,

старший научный сотрудник, Макаров Алексей Викторович

Официальные оппоненты: Бродова Ирина Григорьевна,

доктор технических наук, профессор, Институт физики металлов УрО РАН, главный научный сотрудник

Веселое Игорь Николаевич, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, ОАО «Российский НИИ трубной промышленности», директор Екатеринбургского

филиала, заведующий лабораторией материаловедения и термической обработки

Ведущая организация: ФГБОУ ВПО «Южно-Уральский

государственный университет»

(НИУ)

Защита состоится 28 мая 2012 г. в II00 на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 при Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов Уральского отделения РАН (ИФМ УрО РАН) по адресу: 620990, г. Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, 18

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН.

Автореферат разослан 2£ апреля 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физ.-мат. наук

Лошкарева Н.Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Одним из важных резервов повышения эксплуатационных свойств сталей и сплавов является создание в их поверхностном слое нанокристаллических структур, которые могут обладать уникальными физико-механическими характеристиками вследствие наличия у них высокой плотности дислокаций и большой протяженности сильно неравновесных границ зерен. За счет поверхностного наноструктурирования различными методами интенсивного поверхностного пластического деформирования (ИППД) могут быть получены материалы с высокопрочным поверхностным слоем на основе недорогих углеродистых и низколегированных сталей, из которых изготавливают большинство изделий машиностроения.

Эффективным способом формирования на стальных поверхностях функциональных нанокристаллических слоев является фрикционная обработка скользящими инденторами, проводимая в условиях, исключающих заметный нагрев поверхности трения. Выработка научно-обоснованных принципов создания высокопрочных, теплостойких и износостойких нанокристаллических слоев требует дальнейшего развития представлений о закономерностях формирования при фрикционной обработке сталей структурного состояния и физико-механических свойств поверхностных слоев, а также о поведении этих слоев в условиях нагрева, статического деформирован!« и контактного нагружения.

До недавнего времени оставался нерешенным целый ряд вопросов, связанных с материаловедческими аспектами фрикционной упрочняющей обработки углеродистых и низколегированных сталей. В частности, не уделялось должного внимания изучению процесса наноструктурирования при поверхностной пластической обработке труднодеформируемых закаленных высокоуглеродистых сталей. Особый интерес к ИППД неотпущенного (тетрагонального) мартенсита связан с возможностью за счет реализации в нем процессов деформационного динамического старения эффективно повышать прочностные и трибологические свойства стальных поверхностей (например, закаленных лазером).

Требуют рассмотрения также неизученные вопросы термической стабильности структурного состояния и прочности субмикро- и нанокристаллических слоев, сформированных в условиях трения скольжения на поверхности железа и низкоуглеродистых сталей, а также сталей, подвергнутых лазерной закалке и химико-термической обработке (включающей цементацию). Учитывая влияние общего высокого уровня дефектности нанокристаллической структуры на процессы рекристаллизации и возможный аномальный рост зерна при нагреве, представляется важным исследовать поведение сильнодеформированной стали при длительном термическом воздействии.

Изучение влияния дополнительного легирования элементами замещения (кремний, хром, никель) на твердость и сопротивление термическому разупрочнению подвергнутых фрикционной обработке сталей позволит выработать критерии оптимизации химического состава высокопрочных и теплостойких нанокристаллических слоев.

Интенсивное диспергирование структуры при различных видах ИППД, охрупчивающее деформированный слой, может оказывать неоднозначное влияние

на трибологические и механические свойства металлических материалов. Поэтому актуальным и имеющим несомненную научную и практическую значимость является изучение трибологических и механических свойств, механизмов изнашивания и особенностей деформирования при статическом нагружении сталей, подвергнутых фрикционной обработке и дополнительному нагреву. Важно также изучить наличие микроповрежденностей металла в поверхностных слоях, наноструктурированных фрикционной обработкой.

Поскольку пластичность наносгруктурных сталей может быть улучшена проведением дополнительного отпуска (отжига), эффективным для обеспечения хорошего комплекса износостойкости, прочности и пластичности может оказаться проведение комбинированных деформационно-термических обработок по оптимизированным режимам.

Актуальность темы диссертационной работы подтверждается ее соответствием тематике проектов в рамках программ Академии наук РАН различных уровней (проект «Ресурс пластичности и конструкционной прочности металлических материалов, наноструктурированных методами интенсивной пластической деформации» по программе Президиума РАН №22, проект «Исследование на макро-, микро- и наноуровнях трибологических, прочностных характеристик и диагностирование поверхностных слоев функциональных материалов, модифицированных термо-механо-химическим воздействием» по программе ОЭММПУ РАН №13, междисциплинарный проект УрО РАН «Получение субмикрокристаллических и нанокристаллических структур в металлах и сплавах при фазовых превращениях и интенсивной пластической деформации»), а также проектов РФФИ №07-08-00279-а и №11-08-01025-а.

Цель диссертационной работы состоит в изучении особенностей формирования структурного состояния, трибологических и механических характеристик поверхностных слоев углеродистых и низколегированных сталей при фрикционной обработке и последующих термических воздействиях.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Рассмотреть процесс формирования нанокристаллических структур в поверхностном слое закаленной высокоуглеродистой кремнистой стали 80С4 при фрикционной обработке скользящим индентором.

2. Исследовать влияние фрикционной обработки на химический состав, микротвердость и теплостойкость подвергнутых лазерной или объемной закалке железа (содержащего 0,003 и 0,042 % С), углеродистых, цементованной хромоникелевой и дополнительно легированных кремнием и хромом сталей.

3. Изучить влияние длительного (до 20 ч) нагрева при 350-550°С на сопротивление термическому разупрочнению, химический состав и эволюцию нанокристаллической структуры на поверхности трения закаленной высокоуглеродистой стали У8.

4. Изучить влияние фрикционной обработки и последующих отпусков на механические характеристики, износостойкость, коэффициент трения и механизмы изнашивания в условиях абразивного воздействия и трения скольжения термоупрочненной среднеуглеродистой стали 50.

5. Обосновать режим комбинированной деформационно-термической наноструктурирующей обработки закаленной конструкционной стали, обеспечивающий хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности.

Научная новизна.

1. Установлен последовательный процесс формирования нанокристаллической структуры при фрикционной обработке такого труднодеформируемого материала как закаленная кремнистая сталь 80С4 со структурой высокоуглеродистого пластинчатого мартенсита: фрагментация мартенситных пластин в ходе скольжения и двойникования, образование полосовых фрагментированных структур, преобразование в ходе ротаций фрагментов их широких малоугловых границ в тонкие болыпеугловые сильно неравновесные границы с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм.

2. Наноструктурирующая фрикционная обработка повышает теплостойкость карбонильного железа и мартенситных структур, сформированных лазерной закалкой в армко-железе и сталях. Наиболее эффективный рост теплостойкости отмечен у низкоуглеродистых сплавов, что во многом обусловлено сохранением в их сильнодеформированном слое даже при нагреве до 450-550°С высокопрочных областей с нанокристаллическими структурами, образующих вместе с рекристаллизованными субмикронными зернами феррита характерные «бимодальные» структуры.

3. Установлено отсутствие аномального роста рекристаллизованных зерен при длительном (до 20 ч) нагреве до 450-550°С наноструктурированной трением закаленной высокоуглеродистой стали У8.

4. Повышение теплостойкости упрочненных фрикционной обработкой углеродистых сталей при температурах 400-600°С достигается дополнительным легированием кремнием и хромом.

5. По данным микроиндентирования, наноструктурирующая фрикционная обработка повышает сопротивление поверхностного слоя закаленной среднеуглеродистой стали 50 пластической деформации при контактном механическом воздействии. Это ограничивает развитие процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения и обусловливает существенный (до 1,7-3 раз) рост износостойкости конструкционной среднеуглеродистой стали в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, а также граничного трения.

6. Установлено сохранение или даже рост преимущества в износостойкости поверхностно наноструктурированной закаленной стали 50 в условиях абразивного воздействия и трения скольжения со смазкой после отпуска в широком интервале температур (100-600°С), а в условиях трения скольжения без смазки - после нагрева только до температуры 350°С, при которой еще обеспечивается достаточная прочность основного металла и не происходит вырывания микрообъемов упрочненного поверхностного слоя по глубинным менее прочным слоям (когезионный отрыв материала).

Практическая значимость работы.

Для достижения хорошего комплекса износостойкости, прочности и пластичности конструкционной стали предложено после закалки проводить комбинированную деформационно-термическую наноструктурирующую обработку, включающую фрикционную обработку и отпуск при температуре 350°С.

Комбинированная обработка закаленной среднеуглеродистой (0,5 % С) стали обеспечивает повышение до 2-3 раз твердости и износостойкости без снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной сталью, отпущенной при 350°С. Проведение деформационно-термической обработки позволит расширить сферу применения наноструктурирующей фрикционной обработки, в частности, для упрочнения валов и других деталей, работающих в условиях статического и циклического нагружения.

Результаты работы свидетельствуют, что фрикционная обработка позволяет значительно повысить теплостойкость упрочненных лазером и цементацией изделий, эксплуатируемых в условиях повышенного нагрева.

Показано, что фрикционная обработка может применяться как способ наноструктурирования высокопрочных и хрупких металлических материалов, расширяя тем самым возможности для исследования строения и свойств наноструктур деформационного происхождения, которые не могут быть созданы объемными методами интенсивных (больших) пластических деформаций.

При практической реализации фрикционной упрочняющей обработки стальных изделий следует учитывать не только эффективность деформационного упрочнения, но и поврежденность (нарушение сплошности в виде субмикроропор и микротрещин) поверхностного слоя в процессе накопления пластической деформации.

Результаты диссертационной работы используются в курсе лекций по дисциплине «Наноматериалы и нанотехнологии», входящей в учебный план по направлению 150100 «Материаловедение и технология новых материалов» магистерской программы «Перспективные конструкционные материалы и высокоэффективные технологии» кафедры металловедения Института материаловедения и металлургии ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

На защиту выносятся:

1. Процесс формирования нанокристаллической структуры в поверхностном слое закаленной высокоуглеродистой стали 80С4 при фрикционной обработке.

2. Установленное повышение теплостойкости упрочненных лазером и цементацией стальных поверхностей наноструктурирующей фрикционной обработкой. Особенности влияния дополнительного легирования кремнием и хромом на сопротивление термическому разупрочнению деформированных при фрикционном воздействии сталей.

3. Роль «бимодальных» (нанокристаллических и рекристаллизованных субмикрокристаллических) структур, формирующихся при температурах 450-550°С в деформированной трением низкоуглеродистой стали 20, в повышении теплостойкости упрочненного фрикционной обработкой поверхностного слоя.

4. Особенности поведения при длительном (до 20 часов) нагреве в интервале температур 350-550°С нанокристаллических структур, сформированных фрикционной обработкой в поверхностном слое закаленной стали У8.

5. Результаты исследования влияния фрикционной обработки и последующего нагрева в интервале температур 100-600°С на трибологические и механические характеристики закаленной стали 50.

6. Режим комбинированной деформационно-термической обработки, обеспечивающий конструкционной среднеуглеродистой стали хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности.

Личный вклад автора: Соискатель участвовал в планировании и постановке экспериментов, проводил фрикционную обработку материалов, исследование химического состава и топографии поверхностей трения, дюрометрические измерения и микроиндентирование. Принимал участие в исследованиях структуры, трибологических и механических свойств опытных образцов. Обработка и анализ полученных результатов осуществлены с участием автора. Результаты исследований неоднократно докладывались соискателем на научно-технических конференциях.

Достоверность полученных результатов исследований обеспечена большим объемом экспериментального материала, использованием апробированных методов механических и трибологических испытаний, применением современных методов изучения структуры, химического и фазового состава, профиля поверхностей и продуктов изнашивания, а также использованием статистической обработки результатов измерений. Результаты исследований, приведенные в диссертационной работе, не противоречат известным научным представлениям и результатам.

Апробация работы.

Основные результаты работы, изложенные в диссертации, были доложены на следующих конференциях: III Международной школе «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти, 24-28 сентября, 2007 г.; XIX, XX, XXI Уральских школах металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Екатеринбург, 4-8 февраля, 2008 г.; Пермь, 1-5 февраля, 2010 г.; Магнитогорск, 6-10 февраля, 2012 г.); XLVII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 1-5 июля, 2008 г.; IV Международной научно-технической конференции «Новые материалы, неразрушающий контроль и наукоемкие технологии в машиностроении», Тюмень, 9-11 декабря, 2008 г.; IV, V Российских конференциях «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (Екатеринбург, 26-28 мая, 2009 г.; Екатеринбург, 25-29 апреля, 2011г.); XVII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 23-25 июня, 2009 г.; 5 Международном форуме (10-я Международная конференция молодых ученых и студентов) «Актуальные проблемы современной науки», Самара, 25-27 ноября, 2009 г.; VI Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 24-28 мая, 2010 г.; IV Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2011», Москва, 1-4 марта, 2011 г.; Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы трибологии», Самара, 22-24 ноября, 2011 г.

Публикации

По результатам диссертационной работы опубликовано 5 статей в рецензируемых журналах из перечня ВАК, 6 статей в сборниках научных трудов и 8 тезисов докладов.

Структура работы

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, списка использованной литературы из 217 источников и приложения. Работа изложена на 167 страницах, включая 73 рисунка и 13 таблиц.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель, научная новизна и практическая значимость работы, приведены основные положения, выносимые на защиту, кратко изложено содержание последующих глав.

В первой главе представлен литературный обзор. Описаны наиболее распространенные методы интенсивного поверхностного пластического деформирования, позволяющие формировать высокодисперсную структуру в поверхностном слое различных металлов и сплавов. Рассмотрены механические, трибологические свойства, а также особенности эволюции структуры и разупрочнения при нагреве металлических материалов, наноструктурированных различными методами интенсивной пластической деформации. В конце главы на основании анализа литературных данных сформулированы основные задачи работы.

Во второй главе приведены материалы, методика эксперимента и методы исследований.

В качестве материалов для исследования были выбраны железо различной чистоты, углеродистые и низколегированные стали. В таблице 1 приведен химический состав исследуемых материалов, определенный с помощью стационарного спектрометра для анализа металлов БРЕСТЯОМАХх Р.

Таблица 1 - Химический состав исследуемых сплавов

Материал С Si Мп Р S Сг Ni Cu Мо

Карбонильное железо 0,003 0,009 0,007 0,009 0,004 0,008 0,003 0,008 <0,002

Армко-железо 0,042 0,054 0,110 0,003 0,021 0,120 - 0,180 -

Сталь 20 0,20 0,31 0,53 0,016 0,019 0,03 0,04 0,11 -

20ХНЗА 0,20 0,28 0,44 0,016 0,003 0,68 2,90 0,16 0,14

Сталь 40 0,38 0,33 0,65 0,016 0,014 0,13 0,06 0,09 -

40Х 0,38 0,26 0,75 0,019 0,019 1,06 0,05 0,10 -

Сталь 50 0,51 0,24 0,59 0,021 0,017 0,13 0,10 0,18 -

У8 0,83 0,22 0,18 0,018 0,006 0,18 0,12 0,10 -

20ХНЗА цементованная 0,90 0,28 0,44 0,016 0,003 0,68 2,90 0,16 0,14

80С2 0,83 1,66 0,75 0,016 0,010 0,13 0,09 0,06 0,01

80С4 0,85 4,20 0,41 0,017 0,021 0,18 0,15 0,15 0,02

С целью формирования мартенситной структуры исследуемые сплавы подвергали лазерной закалке (с использованием непрерывного С02-лазера), объемной закалке в воде, масле, 10 % водном растворе NaCl, обработке при -196°С.

Фрикционную обработку образцов проводили полусферическим или цилиндрическим инденторами из А1203, твердого сплава ВК-8 или в одноименной паре трения при различных нагрузках (Р=19,6-980 Н), количествах двойных ходов индентора (N=100-1000), а также небольших скоростях скольжения (V=0,02-0,03 м/с), обеспечивающих отсутствие заметного фрикционного нагрева поверхности трения. Применяли также режим многократного сканирования при поперечном смещении полусферического индентора. Трение осуществляли при комнатной температуре на воздухе или в безокислительной атмосфере аргона или азота.

Микроструктуру, поверхности трения и продукты изнашивания изучали с применением сканирующих электронных микроскопов VEGA II XMU и

Tescan Mira 3 LMU с автоэмиссионным катодом Шоттки высокой яркости. Электронно-микроскопическое исследование методом тонких фолы на просвет проводилось на микроскопах JEOL JEM 2100* и JEM 200СХ. Металлографический анализ осуществляли на приборе Leica VMHT AUTO, оснащенном оптической системой с возможностью получения цифрового изображения. Рентгеноструктурный анализ выполнялся на дифрактометрах Shimadzu XRD-7000 (в СгКа-излучении) и ДРОН-0,5 (в РеКа-излучении). Рентгеноспектральный микроанализ проводили с использованием растрового электронного микроскопа VEGA II XMU, укомплектованного энергодисперсионным INCA Energy 450 XT и волнодисперсионным INCA Wave 700 спектрометрами. Шероховатость поверхности образцов изучали с помощью оптического профилометра Wyko NT-1100. Микроиндентирование образцов проводили на измерительной системе Fischerscope НМ2000 Xym согласно стандарту ISO 14577 с использованием индентора Виккерса и программного обеспечения WIN-HCU. Измерения микротвердости выполняли на микротвердомере Leica VMHT AUTO. Механические испытания на одноосное статическое растяжение проводили на сервогидравлической испытательной установке Instron 8801. Трибологические испытания проводили в условиях трения скольжения по стальной пластине на воздухе без смазки и со смазкой (масло индустриальное И-30А), а также по закрепленному абразиву двух видов (кремень, микротвердость Н~10 ГПа; корунд, Н~20 ГПа).

В третьей главе рассмотрено влияние фрикционной обработки на структуру, химический состав и микротвердость железа, углеродистых и низколегированных сталей, подвергнутых лазерной или объемной закалке.

Применение локального лазерного нагрева с последующим быстрым теплоотводом позволяло формировать структуру пакетного мартенсита даже в таких низкоуглеродистых материалах, как армко-железо и сталь 20 (рисунок 1а).

Рисунок 1 - Пакетный мартенсит в зоне лазерного оплавления стали 20 (а) и нанокристаплическая структура, сформированная при фрикционной обработке индентором из АЬОз в среде аргона (б, в): а, б - светлопольные изображения; в - темнопольное изображение в рефлексе (110)„

В результате фрикционной обработки мартенситных сталей в тонком поверхностном слое, примыкающем непосредственно к поверхности трения, формируется нанокристаплическая структура с размерами отдельных кристаллитов

* Проведено в рамках проекта УрФУ «Проведение поисковых научно-исследовательских работ в области технических наук» федеральной целевой программы «Научные и педагогические кадры инновационной России» (2009-2013 гг).

9

не более 100 нм (рисунок 16, в). Микроэлектронограмма в виде сплошных колец Дебая (рисунок 16) свидетельствует о наличии высокоугловых границ фрагментов.

Для закаленной кремнистой стали 80С4 с исходной структурой высокоуглеродистого пластинчатого мартенсита (рисунок 2а) исследован последовательный процесс формирования нанокристаллических структур под действием фрикционной обработки (при изучении структуры по глубине деформированного слоя по мере приближения к поверхности трения).

где Рисунок 2 - Пластинчатый мартенсит в стали 80С4 после объемной закалки и обработки холодом (а) и последовательные изменения структуры при последующей фрикционной обработке (б-е): а-д - светлопольные изображения; е - темнопольное изображение в рефлексе (110)а

На начальных стадиях деформирования при фрикционной обработке происходит фрагментация мартенситной структуры в ходе процессов скольжения (рисунок 26) и двойникования. При дальнейшем развитии деформации возникают полосовые структуры с неоднородной дислокационной субструктурой (рисунок 2в). При последующем накоплении деформации в процессе фрикционной обработки механизмы скольжения и двойникования в значительной мере исчерпывают себя и дальнейшая деформация в материале осуществляется преимущественно ротационным механизмом, то есть посредством относительных разворотов (ротаций) микрообъемов металла. При этом возникает все больше фрагментов размером -200-400 нм, окруженных «новыми» границами, образовавшимися в ходе деформации (рисунок 2г). Границы фрагментов (пока, в основном, малоугловые) представляют собой весьма сложные дислокационные скопления, имеющие значительную ширину (показано стрелкой на рисунке 2г), при этом тело самого фрагмента (ячейки) практически свободно от дислокаций. В ходе развития

10

ротационных мод пластической деформации, носителями которых являются дисклинации, широкие мапоугловые границы фрагментов постепенно преобразуются в тонкие большеугловые границы с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм (рисунок 2д, е).

Наличие на светлопольных изображениях нанокристаллических структур, образовавшихся при фрикционной обработке, весьма размытых контуров границ отдельных зерен (рисунки 16; 2д) свидетельствует о высоком уровне искажений кристаллитов, границы которых являются сильно неравновесными болыыеугловыми границами, имеющими высокую плотность внесенных дефектов и, как следствие, избыточную энергию и значительные дальнодействующие напряжения.

Приведенные в таблице 2 значения микротвердости исследуемых материалов, подвергнутых лазерной закалке, цементации, объемной закалке с обработкой холодом, характеризуют максимальное упрочнение, которое может быть реализовано в железе и сталях методами термических или химико-термических (с цементацией) обработок. Фрикционная обработка инденторами из твердых материалов обеспечивает дополнительное существенное упрочнение сплавов.

Таблица 2 - Исходная микротвердость Нь микротвердость поверхности трения Нг и деформационное упрочнение ДН=Нг-Н| железа, углеродистых и низколегированных сталей, подвергнутых термической обработке, цементации и фрикционному нагружению инденторами из АЬОз и твердого сплава ВК-8

Материал Состав, мае. % Термическая обработка Материал индентора Нь ГПа н2, ГПа ДН, ГПа

Карбонильное железо о,оозс Лазерная обработка АЬОз 1,1 6,0 4,9

Армко-железо 0,042С Лазерная закалка АЬОз 2,4 7,0 4,6

Сталь 20 0,20С Лазерная закалка АЬОз 4,4 9,4 5,0

20ХНЗА 0,20С-0,68Сг-2,90№ Закалка 850°С в масле АЬОз 4,4 9,4 5,0

Сталь 40 0,38С Лазерная закалка АЬОз 6,4 11,0 4,6

40Х 0,38С-1,06Сг Лазерная закалка АЬОз 6,6 11,5 4,9

У8 0.83С Лазерная закалка АЬОз 9,7 12,4 2,7

Закалка 1000°С в р-р ЫаС1, обр. при-196°С ВК-8 9,5 11,9 2,4

20ХНЗА цементованная 0,90С-0,68Сг-2,90№ Закалка 810°С в масле, обр. при-196°С АЬОз 9,2 11,5 2,3

80С2 0,83С-1,6651 Закалка 1000°С в р-р КаС1, обр. при -196°С ВК-8 9,4 11,4 2,0

80С4 0,85С-4,2081 Закалка 1000°С в р-р ЫаС1, обр. при -196°С ВК-8 9,5 11,3 1,8

Наблюдаемое интенсивное деформационное упрочнение обусловлено сильным диспергированием мартенситной структуры (рисунки 16, в; 2д, е), высокой плотностью дефектов кристаллического строения, а также эффективным развитием в нанокристаллическом мартенсите процессов деформационного динамического старения. Указанные процессы характеризуются образованием на дислокациях сегрегации из атомов углерода. Высокая энергия взаимодействия дислокаций с рассматриваемыми сегрегациями обусловливает сильное закрепление дислокаций и, соответственно, интенсивное деформационное упрочнение а-мартенсита.

11

С ростом концентрации углерода в сплавах от 0,003 до 0,83 мае. % твердость нанокристаллических структур трения непрерывно возрастает от 6,0 до 11,9-12,4 ГПа (таблица 2) вследствие более полного насыщения углеродом сегрегации на дислокациях в нанокристаллической структуре. Однако при увеличении концентрации углерода в нелегированных сталях более 0,20-0,38 % наблюдается снижение от 4,6-5,0 до 2,4-2,7 ГПа величины деформационного упрочнения при наноструктурировании поверхности фрикционной обработкой, что обусловлено повышенной хрупкостью высокоуглеродистого мартенсита в условиях трения.

Как показал ренггеноспектральный микроанализ, установленное значительное упрочнение исследуемых материалов при фрикционной обработке не связано с изменением химического состава поверхности трения, а именно, с образованием твердых растворов кислорода в железе даже после фрикционной обработки на воздухе или с переносом значительных количеств материала инденторов на обрабатываемую поверхность. Отмечен перенос лишь отдельных мелких частиц А1203 и твердого сплава ВК-8 с рабочих поверхностей инденторов.

Методом электронной сканирующей микроскопии показано, что фрикционная обработка может сопровождаться возникновением субмикропор в поверхностном слое железа и исследуемых сталей, а также отдельных микротрещин усталостного характера (малоцикловая фрикционная усталость) на обрабатываемой поверхности. Таким образом, при проведении фрикционной обработки необходимо учитывать не только деформационное упрочнение, но также и обусловленную деформационной обработкой поврежденность металла.

В четвертой главе исследовано сопротивление термическому разупрочнению и эволюция структуры деформированных трением карбонильного и технического железа, углеродистых и дополнительно легированных кремнием и хромом сталей при нагреве в интервале температур отпуска 100-600(700)°С, в том числе при длительных (до 20 ч) выдержках при температурах 350-550°С. Рассмотрено влияние фрикционной обработки на теплостойкость цементованной хромоникелевой стали.

Представленные на рисунке 3 графики показывают, что фрикционная обработка существенно замедляет снижение микротвердости при отпуске железа и углеродистых сталей, обработанных непрерывным излучением лазера, а также закаленной и обработанной холодом цементованной стали 20ХНЗА. Наибольшим сопротивлением разупрочнению при нагреве обладают субмикро- и нанокристаллические структуры трения, сформированные на поверхности низкоуглеродистых материалов: у карбонильного железа более высокая твердость структур трения по сравнению с твердостью закаленного недеформированного состояния сохраняется при нагреве до 600°С, у армко-железа - до 570°С, у стали 20 - до 480°С, у стали 40 - до 470°С, у высокоуглеродистых сталей У8 и 20ХНЗА (цементованной) — до 380-400°С (показано пунктирными линиями на рисунке 3).

Исследование эволюции при отпуске продолжительностью 1 ч нанокристаллической структуры, сформированной фрикционной обработкой в поверхностном слое стали 20 (рисунок 16, в), показало, что размер кристаллитов не превышает 100 нм при нагреве до 350°С (рисунок 4а, б), а при температуре отпуска 450°С обнаружено формирование «бимодальных» структур (рисунок 4в, г), содержащих высокопрочные участки с нанокристаллической структурой и области с рекристаллизованными зернами субмикронных размеров.

12

Армко-железо (0,042%С)

Сталь 20 (0,20%С)

Карбонильное железо (0,003%С)

Н, ГПа

12 г. ОЗ+ОХ+ФО

20ХНЗЛ це.нешпованная (0,90%С; 0,68%Сг; 2,90%Ni)

Сталь 40 (0,38%С)

ЛО+ФО У8

<0,83%С)

оз+о:

Рисунок 3 - Влияние температуры отпуска (выдержка 1 ч) на микротвердость железа и сталей: ЛО - лазерная обработка; 03 - объемная закалка; ОХ - обработка холодом при -196°С; ФО - фрикционная обработка инденгором из А120з

б г е

Рисунок 4 - Нанокристаллическая структура, сохранившаяся после отпуска (выдержка 1 ч) при 350°С (а, б) и «бимодальные» структуры, сформировавшиеся после отпусков при 450°С (в, г) и 550°С (д, е) в поверхностном слое закаленной лазером стали 20, подвергнутой фрикционной обработке индентором из AI2O3: а, в, д - светлопольные изображения; б, г, е - темнопольные изображения в рефлексе (110)а

13

Рисунок 4д, е свидетельствует, что «бимодальная» структура в упроченном фрикционной обработкой поверхностном слое стали 20 возникает и после отпуска при 550°С. Вследствие увеличения в рассматриваемой «бимодальной» структуре доли рекристадлизованных участков твердость упрочненного фрикционной обработкой слоя снижается от 6,1 ГПа до 2,8 ГПа при повышении температуры отпуска от 450 до 550°С (рисунок 3, сталь 20).

Важно отметить, что в сформированных в низкоуглеродистой стали «бимодальных» структурах отсутствует аномальный рост рекристаллизованных зерен, размер которых после нагрева до 450 и 550°С не превышает соответственно 0,2-0,4 и 0,6-0,8 мкм, тогда как в «бимодальных» структурах, возникающих при отжиге в сильнодеформированных чистых металлах, размер рекристаллизованных зерен может достигать нескольких микрон. Таким образом, важнейшей причиной повышенной теплостойкости деформированных фрикционной обработкой низкоуглеродистых сплавов железа является сохранение в поверхностном слое до температур 350-550°С структур субмикро- и нанометрических размеров, а также отсутствие аномального роста рекристаллизованных зерен при нагреве.

Проведением вакуумных

12 10 8 6

350°С

фракционная обработка

элсктрополировка

450°С

0 200 400 600 800 1000 1200 Продолжительность выдержки, мин

Рисунок 5 - Влияние продолжительности отпусков при 350, 450 и 550°С на микротвердость закаленной стали У8 в элекрополированном состоянии и после фрикционной обработки индентором из закаленной стали У8 в аргоне

отпусков различной

продолжительности (от 10 до 1200 мин) установлено, что

нанокристаллический слой,

сформированный трением на поверхности закаленной

эвтектоидной стали У8, обладает повышенным сопротивлением

термическому разупрочнению по сравнению с недеформированной закаленной сталью при длительном (до 20 ч) нагреве при температурах 350, 450 и 550°С (рисунок 5). Электронно-микроскопическими и рентгеновскими исследованиями показано, что это обусловлено не только сохранением до температур нагрева не менее 350°С повышенной дисперсности деформированной а-фазы даже при длительных (20 ч) выдержках (рисунок 6а), замедленным развитием в упрочненном поверхностном слое при длительном нагреве возврата неравновесных границ зерен и, по-

видимому, процессов выделения и роста карбидных частиц, но также отсутствием даже при продолжительных (20 ч) высокотемпературных (450 и 550°С) выдержках аномального роста рекристаллизованных зерен в сильнодеформированном слое (рисунок 66, в).

а б в

Рисунок 6 - Структура поверхностного слоя закаленной стали У8 после фрикционного нагружения индентором из закаленной стали У8 в среде аргона и последующих отпусков продолжительностью 20 часов при температурах 350°С (а), 450°С (б) и 550°С (в)

Теплостойкость нанокристашшческих структур, сформированных в углеродистых сталях при фрикционной обработке, может быть дополнительно повышена легированием сталей элементами замещения: при введении кремния (1,66-4,20 % 81) и хрома (0,68-1,06 % Сг) возрастает сопротивление разупрочнению подвергнутых фрикционной обработке сталей при температурах нагрева 400-600°С (рисунок 7). Это обусловлено тормозящим влиянием кремния и хрома на процессы возврата в а-фазе и рост частиц цементита при нагреве поверхностных слоев, подвергнутых интенсивной пластической деформации трением.

80С4 (0,85%С; 4,20%81)

Н, ГПа 12

40Х (0,38%С; 1,06%Сг)

сталь 40 \ (0,38%С) \

100 200 300 400 500 600

Т ,°С

0 100 200 300 400 500 600 700 т ,°с

Рисунок 7 - Влияние кремния (а) и хрома (б) на сопротивление термическому разупрочнению высокоуглеродистых (а) и среднеуглеродистых (б) сталей, подвергнутых фрикционной обработке

Независимо от разницы в уровнях твердости (7,1-9,2 ГПа) исходных структурных состояний, сформированных в цементованной стали 20ХНЗА различными термическими обработками, включающими закалку от 810°С в масле, обработку холодом при -196°С и низкотемпературный отпуск при 180°С, фрикционная обработка индентором из А1203 обеспечивает значительный рост теплостойкости цементованной поверхности (рисунок 3, сталь 20ХНЗА).

В пятой главе изучено влияние наноструктурирующей фрикционной обработки твердосплавным индентором и последующих термических воздействий на микротвердость, трибологические характеристики в условиях трения скольжения и абразивного изнашивания, а также механические свойства при растяжении закаленной среднеуглеродистой стали.

Рисунок 8 - Схема фрикционной обработки (а) и нанокристаллическая структура, сформированная в тонком поверхностном слое закаленной стали 50 при фрикционном воздействии (б, в)

Фрикционную обработку рабочей части (25x7 мм) плоских образцов толщиной 2,7 мм из закаленной стали 50 проводили с двух сторон при сканировании полусферическим индентором из твердого сплава ВК-8 (рисунок 8а).

Исследование методами просвечивающей и высокоразрешающей сканирующей электронной микроскопии показало, что в результате фрикционной обработки закаленной стали 50 в тонком (~5 мкм) слое, примыкающем непосредственно к поверхности трения и претерпевшем наибольшую пластическую деформацию, происходит сильная фрагментация мартенситных кристаллов и формируется нанокристаллическая структура с размерами кристаллитов не более 100 нм (рисунок 86, в).

Сильное диспергирование

мартенситной структуры и развитие в тетрагональном неотпущенном мартенсите деформационного динамического старения обусловливают значительный рост твердости поверхности стали от 8 ГПа (у исходного закаленного состояния) до 10,711,0 ГПа (после деформирования трением). Результаты исследования микротвердости и интегральной ширины рентгеновской линии (110)а (отражающей величину плотности дислокаций и микроискажений в а-фазе, а также степень тетрагональное™ мартенсита) упрочненного фрикционной обработкой поверхностного слоя закаленной стали 50, полученные при послойном удалении металла методом электролитического полирования, показали, что максимальные уровни микротвердости и ширины линии (110)а достигаются непосредственно на поверхности деформированной стали (рисунок 9). Наиболее интенсивное уменьшение указанных характеристик происходит в слое толщиной 3050 мкм, а дальнейшее снижение микротвердости по глубине поверхностного слоя носит более плавный характер. При этом общая толщина упрочненного слоя

Н. ГПа 11,0

10.5

10.0

9,5

9.0

8,5

8.0

В, мин 85 80 75 70 65 60 55 50

0 50 100 150 200 250 300 h. мкм

Рисунок 9 — Изменение микротвердости Н и ширины В рентгеновской линии (110) а-фазы по глубине h поверхностного слоя закаленной стали 50, подвергнутой фрикционной обработке

составляет -250 мкм (рисунок 9). Это обусловлено эффективным влиянием на упрочнение стали процессов деформационного динамического старения, которые в тетрагональном мартенсите развиваются даже при небольших степенях пластической деформации, реализуемых на значительном удалении от поверхности.

Методом наклонной рентгеновской съемки установлено, что в результате фрикционной обработки на поверхности стали 50 более чем в 2 раза (до о=-430 МПа) возрастает уровень благоприятных сжимающих остаточных напряжений.

Из таблицы 3 следует, что наноструктурирующая фрикционная обработка повышает сопротивление закаленной стали 50 абразивному изнашиванию кремнем и корундом соответственно в 1,7 и 1,3 раза вследствие ограничения на упрочненной поверхности процессов микрорезания. В условиях испытаний по более мягкому абразиву кремню (твердостью Н~10ГПа) это приводит даже к смене преобладающего механизма изнашивания (от микрорезания к царапанию).

Таблица 3 - Влияние фрикционной обработки на интенсивность изнашивания стали 50 при испытаниях по закрепленному абразиву (кремень и корунд) и в условиях трения скольжения по пластине из стали 45 без смазки на воздухе и со смазкой (масло индустриальное И-ЗОА)

Обработка Интенсивность изнашивания 1И

Абразивное изнашивание Трение скольжения

по кремню по корунду без смазки со смазкой

Закалка от 850°С в воде 1,5-10"6 2,9'10"6 0,6-10"7 2,МО"®

Закалка + фрикционная обработка 0,9-1 (Г6 2,3 Ю-6 0,2-10~7 1,0-10"®

Рост износостойкости в 1,7 раза в 1,3 раза в 3,0 раза в 2,1 раза

Интенсивность адгезионного изнашивания при трении скольжения по стальной пластине без смазки снижается в результате фрикционной обработки в 3,0 раза (таблица 3) за счет ограничения процессов схватывания (рисунок 10а, б) Это создает условия для формирования на поверхности трения стали, подвергнутой фрикционной обработке, плотных окисных пленок (рисунок 10в), которые экранируют контактирующие поверхности и препятствует их адгезионному взаимодействию.

*• * ' -

а б в

Рисунок 10 - Поверхности изнашивания после испытаний на трение скольжения без смазки образцов из стали 50 после закалки (а) и последующей фрикционной обработки (б, в)

При трении со смазкой (в условиях граничного трения, когда коэффициент трения составлял £=0,09 для закаленной стали и 1М),07 для поверхностно

17

упрочненной стали) фрикционная обработка снижает интенсивность изнашивания в 2,1 раза (таблица 3) вследствие ограничения процессов пластического оттеснения.

Ограничение в результате фрикционной обработки процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения во многом определяется способностью поверхностных слоев стали сопротивляться пластическим деформациям, которую в работе оценивали методом микроиндентирования с записью диаграммы нагружения индентора Виккерса.

В таблице 4 приведены данные кинетического микроиндентирования и рассчитанные на их основе параметры Н1Т/Е\ Н[Т3/Е 2, характеризующие способность стали 50 сопротивляться механическому контактному воздействию. Видно, что при фрикционной обработке возрастают удельная контактная^твердость (отношение Н1Т/Е ) и особенно существенно (в 2,9 раза) отношение Н1Т3/Е 2, которое принято считать качественной сравнительной характеристикой сопротивления пластической деформации. Рост рассматриваемых отношений связан главным образом с повышением твердости вдавливания Н1Т, поскольку контактный модуль упругости Е* почти не изменяется. В результате фрикционной обработки возрастает также упругое восстановление (таблица 4), характеризующее наряду с отношением Н1Т/Е* упругую деформацию (долю упругой деформации) при индентировании и, соответственно, способность материала выдерживать более значительные механические нагрузки без остаточного формоизменения.

Таблица 4 - Результаты микроиндентирования образцов из стали 50 при максимальной нагрузке на индентор Виккерса 0,98 Н

Состояние образца hmax, мкм hp, мкм НМ, ГПа Нгг, ГПа е\ ГПа Rc, % Нц/Е* Н1Т3/Е'2, ГПа

Закалка 2,50 1,86 6,1 8,6 212 25,8 0,041 0,014

Закалка + фрикционная обработка 2,20 1,46 7,9 12,4 218 33,8 0,057 0,040

Закалка + отпуск 350°С 2,90 2,33 4,5 5,8 223 19,6 0,026 0,004

Закалка + фрикционная обработка + отпуск 350°С 2,33 1,64 7,0 10,4 214 29,7 0,049 0,025

Примечание: - максимальная глубина вдавливания индентора; hp - остаточная глубина вдавливания индентора после снятия нагрузки; НМ - твердость по Мартенсу; Нгг - твердость вдавливания; Е - контактный модуль упругости; Rc - упругое восстановление (R4=(hma4-hp)/hm3xx 100%)

Таким образом, по данным микроиндентирования, поверхность стали 50 после фрикционной обработки обладает более высокой стойкостью к механическому воздействию по сравнению с исходным закаленным состоянием, что проявляется в повышенной способности наноструктурированного слоя сопротивляться пластической деформации при контактном нагружении.

Упрочненная фрикционной обработкой закаленная сталь 50 и после нагрева до температур 100-600°С обладает повышенными уровнями микротвердости (рисунок 11а) и износостойкости (пониженными значениями интенсивностей изнашивания) при абразивном воздействии (рисунок 116) и трении скольжения со смазкой (рисунок 11 в). В условиях же сухого трения скольжения преимущество в износостойкости наноструктурированной поверхности по сравнению с

18

недеформированным состоянием сохраняется лишь после нагрева до 350°С (рисунок 11 г). После более высокого нагрева (до температур 400-600°С) вследствие интенсивного термического разупрочнения закаленной стали наблюдается ускоренное разрушение при адгезионном изнашивании градиентного поверхностного слоя, упрочненного фрикционной обработкой, по глубинным менее прочным слоям (когезионный отрыв материала).

н, ГПа

12 г

а -Л-Д1

-о-о-о

О-Л

X

О \

\

О 100 200 300 400 500 Т^ , °С

а

11>, 10 36

18^ 6 4 2 0

А

I >

о-*

"Сто

»,10 4

3

2

1

0 100 200 300 400 500 ^ б

■ И, 10 4

0 100 200 300 400 500 Т , °С

0 100 200 300 400 500 Т , "С

Рисунок 11 - Влияние температуры отпуска Тотп (выдержка 1 ч) на микротвердость (а), интенсивность изнашивания Шпри абразивном воздействии кремнем (б) н трении скольжения по стальной пластине со смазкой (в) и без смазки (г) стали 50: 1 - закалка от 850°С в воде + отпуски; 2 - закалка + фрикционная обработка + отпуски

В условиях испытаний на статическое растяжение фрикционная обработка не оказывает влияния на предел текучести ст0,2, однако снижает предел прочности ств (от 2130 до 1840 МПа) и равномерное удлинение 5Р (от 1,5 до 0,5 %) закаленной неотпущенной стали 50 вследствие дополнительного охрупчивающего воздействия фрикционной обработки, не изменяющей вид кривой нагружения стали.

В случае же более пластичной отожженной стали 20 (0,20 % С) фрикционная обработка не только повышает пределы прочности и текучести, но и изменяет сам вид кривой нагружения при испытаниях на растяжение. Это проявляется в исчезновении зуба текучести и уменьшении длины площадки текучести.

Отмеченное отрицательное влияние фрикционной обработки на прочностные и пластические свойства закаленной стали 50 может быть устранено проведением последующих отпусков при температурах более 200-300°С (рисунок 12).

На основании анализа установленных зависимостей механических свойств, микротвердости и износостойкости от температуры отпуска предложена комбинированная деформационно-термическая наноструктурирующая обработка

закаленной конструкционной стали 50, включающая фрикционную обработку с оптимизированным отпуском при 350°С и обеспечивающая хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности. Проведением комбинированной обработки стали достигается повышение твердости (в 2 раза) и износостойкости при абразивном воздействии кремнем (в 2,5 раза) и трении (в 2,2-3,0 раза) при отсутствии снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью (таблица 5).

сг0 2, МПа 18001-

о***,

1200 900 600

ов, МПа 2400

V

Гй

2000 <

1600 1200 800

V

о<\ '

й.

5 ,% р

8 6 4 2

U О

V а дд. Q

* i

о

ISO 300 450 Ттл

в

150 300 450 Тот>,°С 0 150 300 450 Тт, °С

а * б

Рисунок 12 - Влияние температуры отпуска Тот (выдержка 1 ч) на механические свойства стали 50

при статическом растяжении: 1 - закалка от 850°С в масле + отпуски; 2 - закалка + фрикционная обработка + отпуски; ао,2 -условный предел текучести; <тв - временное сопротивление разрыву; 5р - равномерное удлинение

Таблица 5 - Влияние комбинированной деформационно-термической обработки на микротвердость Н, интенсивность изнашивания 1Ь и механические свойства стали 50

Состояние образца н, ГПа Интенсивность изнашивания Ih Механические свойства

Абразивное изнашивание кремнем Трение без смазки Трение со смазкой МПа о„ МПа 5р, %

Закалка + отпуск 350°С 4,7 3,5-10"6 2,8-10"7 5,4-10"9 1410 1570 2,5

Закалка + фрикционная обработка + отпуск 350°С 9,6 1,4-10"6 1,310"7 1,8 10"9 1400 1560 2,5

Рост микротвердости и износостойкости в 2-3 раза Не изменились

Данные таблицы 4 показывают, что комбинированная обработка, включающая закалку, наноструктурирующую фрикционную обработку и последующий отпуск при 350°С (выдержка 1 ч), обеспечивает по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью рост характеристик твердости НМ и Нп- (в 1,6-1,8 раза), а также повышение параметров (в 1,5 раза), Н1Т/Е' (в 1,9 раза) и Н1Т3/Е 2 (в 6,2 раза), отражающих рост стойкости стальной поверхности к формоизменению при механическом воздействии.

Важно отметить, что после проведения рассматриваемой комбинированной обработки, включающей окончательный часовой отпуск при температуре 350°С, на поверхности стали формируется высокодисперсная (нанокристаллическая) структура, поскольку наноструктура а-фазы, возникшая в результате фрикционной обработки, сохраняется в закаленных углеродистых сталях после нагрева до 350°С (рисунок 4а, б), в том числе даже при длительных (до 20 ч) выдержках (рисунок 6а).

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. На примере труднодеформируемой закаленной высокоуглеродистой кремнистой стали 80С4 показано, что последовательный процесс наноструктурирования поверхностного слоя при фрикционной обработке заключается во фрагментации мартенситной структуры в ходе скольжения и двойникования, образовании полосовых фрагментированных структур с неоднородной дислокационной субструктурой, формировании на начальном этапе ротационной деформации широких малоугловых дислокационных границ фрагментов и преобразовании в ходе дальнейших ротаций фрагментов их границ в тонкие большеугловые с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм.

2. Установлена возможность проведением наноструктурирующей фрикционной обработки существенного повышения сопротивления термическому разупрочнению закаленных лазером железа и углеродистых (0,20-0,83 % С) сталей, а также цементованной хромоникелевой стали 20ХНЗА с различными исходными структурами. По мере уменьшения содержания углерода в сплавах до 0,003 % рост эффективности положительного влияния фрикционной обработки на теплостойкость возрастает. Это обусловлено не только повышением стабильности и устойчивости к термическому распаду дислокационных атмосфер при их меньшем насыщении углеродом, но и формированием в сильнодеформированном слое закаленных низкоуглеродистых сплавов после отпусков при 450-550°С «бимодальных» структур, состоящих из высокопрочных областей с нанокристаллическими структурами и участков из рекристаллизованных зерен феррита субмикронных размеров.

3. Установлено отсутствие аномального роста зерна даже при длительном (до 20 ч) нагреве до 450 и 550°С нанокристаллических слоев на поверхностях трения закаленной высокоуглеродистой стали У 8. Наряду с сохранением в сильнодеформированном слое до температур не менее 350°С наноструктуры а-фазы и замедлением развития возврата неравновесных границ зерен это обусловливает повышенную теплостойкость стали, подвергнутой фрикционной обработке, при продолжительном термическом воздействии.

4. Дополнительное легирование кремнием (1,66-4,20 % БО и хромом (0,68-1,06 % Сг) повышает теплостойкость упрочненных фрикционной обработкой сталей при температурах нагрева 400-600°С вследствие тормозящего влияния кремния и хрома на процессы возврата в а-фазе и рост частиц цементита при нагреве деформированных трением сталей.

5. Фрикционная обработка твердосплавным индентором, формирующая в тонком (~5 мкм) поверхностном слое закаленной конструкционной стали 50 нанокристаллическую структуру с повышенными уровнями микротвердости (10,711,1 ГПа), сжимающих напряжений (о=-430 МПа), теплостойкости и сопротивления механическому воздействию при общей глубине упроченного слоя ~250 мкм, обеспечивает рост в 1,3-3,0 раза износостойкости стали в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, а также граничного трения за счет ограничения процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения.

6. Упрочненная фрикционной обработкой закаленная среднеуглеродистая сталь 50 обладает повышенной износостойкостью при абразивном воздействии и

трении скольжения со смазкой после нагрева до 600°С, а при сухом трении скольжения по стали — лишь при нагреве до 350°С, когда еще обеспечивается достаточная прочность основного металла и не происходит глубинного вырывания микрообъемов упрочненного поверхностного слоя.

7. Предложена комбинированная деформационно-термическая наноструктурирующая обработка закаленной конструкционной стали 50, включающая фрикционную обработку с оптимизированным отпуском при 350°С и обеспечивающая повышение твердости (в 2 раза), сопротивления поверхности пластической деформации и износостойкости при трении скольжения (в 2,2-3,0 раза) и абразивном воздействии (до 2,5 раз) при отсутствии снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих основных работах:

1. Макаров A.B., Поздеева H.A., Малыгина И.Ю. Повышение микротвердости и теплостойкости низкоуглеродистых сплавов железа при наноструктурировании поверхности фрикционной обработкой // Деформация и разрушение материалов. 2010. № 5. С. 32-38. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ)

2. Макаров А.В, Саврай P.A., Поздеева H.A., Малыгина И.Ю. Сопротивление разупрочнению и изменение химического состава поверхности трения высокоуглеродистой стали при длительном нагреве в вакууме // Известия Челябинского научного центра. 2009. Вып. 2 (44). С. 22-27. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ)

3. Макаров А.В, Саврай P.A., Малыгина И.Ю., Поздеева H.A. Влияние упрочняющей фрикционной обработки на механические свойства и особенности деформирования при статическом и циклическом нагружении низкоуглеродистой стали // Физика и химия обработки материалов. 2009. № 1. С. 92-102. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ)

4. Makarov A.V., Savrai R.A., Pozdejeva N.A., Smirnov S.V., Vichuzhanin D.I., Korshunov L.G., Malygina I.Yu. Effect of hardening friction treatment with hard-alloy indenter on microstructure, mechanical properties, and deformation and fracture features of constructional steel under static and cyclic tension // Surface and Coatings Technology. 2010. Vol. 205. Is. 3. P. 841-852. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ)

5. Макаров A.B., Поздеева H.A., Саврай P.A., Юровских A.C., Малыгина И.Ю. Влияние фрикционной и комбинированных деформационно-термических обработок на трибологические и механические свойства закаленной конструкционной стали // Известия Самарского научного центра Российской Академии Наук. 2011. Т. 13. № 4 (3). С. 799-804. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ)

6. Макаров A.B., Малыгина И.Ю., Саврай P.A., Поздеева H.A., Осинцева АЛ. Исследование термической стабильности нанокристаплического мартенсита поверхности трения закаленной высокоуглеродистой стали // Материалы III Международной школы «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти, 24-28 сентября, 2007. Тольятти: ТГУ, 2007. С. 210-213.

7. Макаров A.B., Поздеева H.A., Малыгина И.Ю. Теплостойкость анокристалического мартенсита поверхностей трения сталей, упрочненных азерной закалкой и цементацией // Материалы XLVII международной конференции Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 1-8 июля, 2008. Нижний [овгород, 2008. Часть 2. С. 107-110.

8. Поздеева H.A., Макаров A.B., Малыгина И.Ю. Влияние дополнительного егирования кремнием, хромом и никелем на твердость и сопротивление ермическому разупрочнению углеродистых сталей с поверхностным слоем, аноструктурированным методами фрикционной обработки И Труды 5-го Международного форума (10-й Международной конференции молодых ученых и тудентов) «Актуальные проблемы современной науки»: Естественные науки. Части 1-3: Математика. Математическое моделирование. Механика. Самара: Изд-во "амГТУ, 2010. С. 168-172.

9. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Поздеева H.A., Черненко H.JI. Эволюция [анокристаллической структуры трения закаленной высокоуглеродистой стали при [лительном нагреве // Сборник материалов XX Уральской школы металловедов-ермистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», 1ермь, 1-5 февраля, 2010. Екатеринбург: Изд.-во УГТУ-УПИ, 2010. С. 48.

10. Макаров A.B., Юровских A.C., Поздеева H.A. Электронно-шкроскопическое исследование формирования и эволюции при нагреве [анокристаллических структур на поверхностях трения закаленных сталей // Сборник материалов IV Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-!011», Москва, 1-4 марта, 2011 г. М: ИМЕТ РАН, 2011. С. 325.

11. Поздеева H.A., Макаров A.B., Саврай P.A., Юровских A.C., Малыгина И.Ю. Достижение высокого комплекса износостойкости, прочности и пластичности конструкционной стали комбинированной деформационно-термической обработкой // Сборник материалов XXI Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Магнитогорск, 6-10 февраля, 2012. Магнитогорск: Изд.-во Магнитогорск, гос. тех. ун-та им. ГЛ. Носова, 2012. С. 112-113.

Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО РАН Тир. 100 зак. 29 объем 1 печ. л. 60x84 1/16 620990, г. Екатеринбург, ул. С.Ковалевской, 18

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1 Способы деформационного упрочнения и наноструктурирования поверхностных слоев металлических материалов.

1.1.1 Современные методы интенсивного поверхностного пластического деформирования поверхностных слоев металлов и сплавов ударным воздействием.

1.1.2 Методы фрикционно-упрочняющих и других механических обработок поверхности металлических материалов, связанные с изменением химического состава или значительным нагревом поверхностного слоя.

1.1.3 Фрикционная обработка металлических сплавов инденторами из твердых материалов в условиях трения скольжения, исключающих заметный нагрев поверхностного слоя.

1.2 Термическая стабильность, эволюция при нагреве и сопротивление термическому разупрочнению нанокристаллических структур, сформированных методом интенсивной пластической деформации в металлах и сплавах.

1.3 Влияние интенсивной пластической деформации на механические свойства металлов и сплавов.

1.4 Влияние наноструктурирования методами интенсивной пластической деформации на трибологические свойства металлических материалов.

Постановка задачи исследования.

ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛЫ, МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Исследованные материалы.

2.2 Термическая обработка материалов.

2.3 Методика проведения фрикционной обработки.

2.4 Методика проведения трибологических испытаний.

2.5 Методики проведения механических испытаний, измерений микротвердости и микроиндентирования.

2.6 Методы исследования химического состава, структуры сталей и топографии поверхностей.

ГЛАВА 3 ВЛИЯНИЕ ФРИКЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ, ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И МИКРОТВЕРДОСТЬ ЖЕЛЕЗА, УГЛЕРОДИСТЫХ И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ, ПОДВЕРГНУТЫХ ЛАЗЕРНОЙ ИЛИ ОБЪЕМНОЙ ЗАКАЛКЕ.

3.1 Формирование мартенситных структур в сплавах железа с содержанием углерода 0,003-0,83 %.

3.2 Влияние фрикционной обработки на топографию и химический состав металлических поверхностей.

3.3 Формирование нанокристаллических структур трения в поверхностном слое сплавов железа при фрикционном воздействии.

3.4 Деформационное упрочнение поверхности железа, углеродистых и низколегированных сталей при наноструктурирующей фрикционной обработке.

ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 3.

ГЛАВА 4 ВЛИЯНИЕ ФРИКЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ НА ТЕПЛОСТОЙКОСТЬ ЖЕЛЕЗА, УГЛЕРОДИСТЫХ И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ.

4.1 Влияние фрикционной обработки на сопротивление разупрочнению при нагреве (выдержка 1ч) железа и сталей, повергнутых лазерной обработке.

4.2 Эволюция при нагреве нанокристаллической структуры, сформированной фрикционной обработкой на поверхности низкоуглеродистых сплавов.

4.3 Влияние длительного (до 20 ч) нагрева в вакууме на микротвердость, структуру и химический состав наноструктурированного фрикционной обработкой поверхностного слоя высокоуглеродистой стали.

4.3.1 Влияние длительного нагрева при температурах 350, 450 и 550°С на микротвердость и эволюцию структуры закаленной стали У8, подвергнутой наноструктурирующей фрикционной обработке.

4.3.2 Влияние длительного нагрева в вакууме при температурах 350 и 450°С на химический состав поверхностного слоя закаленной стали У8, наноструктурированного при фрикционной обработке.

4.4 Влияние фрикционной обработки на сопротивление термическому разупрочнению цементованной хромоникелевой стали.

4.5 Влияние дополнительного легирования на разупрочнение при нагреве закаленных углеродистых сталей, подвергнутых фрикционной обработке.

ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 4.

ГЛАВА 5 ВЛИЯНИЕ НАНОСТРУКТУРИРУЮЩЕЙ ФРИКЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО НАГРЕВА НА ТРИБОЛОГИЧЕСКИЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТЕРМОУПРОЧНЕННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ.

5.1 Влияние фрикционной обработки на шероховатость поверхности, структуру и микротвердость поверхностного слоя закаленной среднеуглеродиетой стали.

5.2 Влияние фрикционной обработки на механические характеристики и особенности деформирования конструкционной стали при статическом растяжении и микроиндентировании.

5.3 Влияние фрикционной обработки на износостойкость закаленной среднеуглеродистой стали в условиях абразивного изнашивания и трения скольжения.

5.4 Влияние температуры отпуска на микротвердость, износостойкость и механические свойства закаленной среднеуглеродистой стали, подвергнутой фрикционной обработке.

5.5 Комбинированная деформационно-термическая обработка закаленной среднеуглеродистой конструкционной стали.

ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 5.

Актуальность работы. Одним из важных резервов повышения эксплуатационных свойств сталей и сплавов является создание в их поверхностном слое нанокристаллических структур, которые могут обладать уникальными физико-механическими характеристиками вследствие наличия у них высокой плотности дислокаций и большой протяженности сильно неравновесных границ зерен. За счет поверхностного наноструктурирования различными методами интенсивного поверхностного пластического деформирования (ИППД) могут быть получены материалы с высокопрочным поверхностным слоем на основе недорогих углеродистых и низколегированных сталей, из которых изготавливают большинство изделий машиностроения.

Эффективным способом формирования на стальных поверхностях функциональных нанокристаллических слоев является фрикционная обработка скользящими инденторами, проводимая в условиях, исключающих заметный нагрев поверхности трения. Выработка научно-обоснованных принципов создания высокопрочных, теплостойких и износостойких нанокристаллических слоев требует дальнейшего развития представлений о закономерностях формирования при фрикционной обработке сталей структурного состояния и физико-механических свойств поверхностных слоев, а также о поведении этих слоев в условиях нагрева, статического деформирования и контактного нагружения.

До недавнего времени оставался нерешенным целый ряд вопросов, связанных с материаловедческими аспектами фрикционной упрочняющей обработки углеродистых и низколегированных сталей. В частности, не уделялось должного внимания изучению процесса наноструктурирования при поверхностной пластической обработке труднодеформируемых закаленных высокоуглеродистых сталей. Особый интерес к ИППД неотпущенного (тетрагонального) мартенсита связан с возможностью за счет реализации в нем процессов деформационного динамического старения эффективно повышать прочностные и трибологические свойства стальных поверхностей (например, закаленных лазером).

Требуют рассмотрения также неизученные вопросы термической стабильности структурного состояния и прочности субмикро- и нанокристаллических слоев, сформированных в условиях трения скольжения на поверхности железа и низкоуглеродистых сталей, а также сталей, подвергнутых лазерной закалке и химико-термической обработке (включающей цементацию). Учитывая влияние общего высокого уровня дефектности нанокристаллической структуры на процессы рекристаллизации и возможный аномальный рост зерна при нагреве, представляется важным исследовать поведение сильно деформированной стали при длительном термическом воздействии.

Изучение влияния дополнительного легирования элементами замещения (кремний, хром, никель) на твердость и сопротивление термическому разупрочнению подвергнутых фрикционной обработке сталей позволит выработать критерии оптимизации химического состава высокопрочных и теплостойких нанокристаллических слоев.

Интенсивное диспергирование структуры при различных видах ИППД, охрупчивающее деформированный слой, может оказывать неоднозначное влияние на трибологические и механические свойства металлических материалов. Поэтому актуальным и имеющим несомненную научную и практическую значимость является изучение трибологических и механических свойств, механизмов изнашивания и особенностей деформирования при статическом нагружении сталей, подвергнутых фрикционной обработке и дополнительному нагреву. Важно также изучить наличие микроповрежденностей металла в поверхностных слоях, наноструктурированных фрикционной обработкой.

Поскольку пластичность наноструктурных сталей может быть улучшена проведением дополнительного отпуска (отжига), эффективным для обеспечения хорошего комплекса износостойкости, прочности и пластичности может оказаться проведение комбинированных деформационно-термических обработок по оптимизированным режимам.

Актуальность темы диссертационной работы подтверждается ее соответствием тематике проектов в рамках программ Академии наук РАН различных уровней (проект «Ресурс пластичности и конструкционной прочности металлических материалов, наноструктурированных методами интенсивной пластической деформации» по программе Президиума РАН №22, проект «Исследование на макро-, микро- и наноуровнях трибологических, прочностных характеристик и диагностирование поверхностных слоев функциональных материалов, модифицированных термо-механо-химическим воздействием» по программе ОЭММПУ РАН №13, междисциплинарный проект УрО РАН «Получение субмикрокристаллических и нанокристаллических структур в металлах и сплавах при фазовых превращениях и интенсивной пластической деформации»), а также проектов РФФИ №07-08-00279-а и №11-08-01025-а.

Цель диссертационной работы состоит в изучении особенностей формирования структурного состояния, трибологических и механических характеристик поверхностных слоев углеродистых и низколегированных сталей при фрикционной обработке и последующих термических воздействиях.

В ходе выполнения работы с использованием просвечивающей электронной микроскопии исследована стадийность формирования при фрикционной обработке нанокристаллической структуры в поверхностном слое закаленной кремнийсодержащей высокоуглеродистой стали с исходной структурой пластинчатого мартенсита.

Изучены структура, химический состав, микротвердость и теплостойкость поверхностных слоев железа с содержанием углерода 0,003 и 0,042 мае. %, углеродистых и низколегированных сталей (в том числе цементованной хромоникелевой стали), подвергнутых лазерной или объемной закалке и обработке скользящими инденторами из А^Оз и твердого сплава ВК-8.

Рассмотрено влияние длительных (до 20 часов) выдержек в вакууме при температурах 350, 450 и 550°С на сопротивление термическому разупрочнению, химический состав и эволюцию нанокристаллической структуры, сформированной на поверхности закаленной высокоуглеродистой стали при фрикционном нагружении в одноименной паре трения.

С использованием современных высокоразрешающих аналитических методов исследовано возникновение в поверхностном слое сталей под действием интенсивной пластической деформации трением поврежденности (нарушение сплошности) металла в виде субмикропор и микротрещин.

Изучено влияние фрикционного упрочнения и последующих термических обработок (отпусков при температурах 100-600°С) на твердость, трибологические свойства (износостойкость и коэффициент трения) и механизмы изнашивания в условиях воздействия закрепленным абразивом двух видов (кремень и корунд) и трения скольжения без смазки и со смазкой (граничное трение), а также механические свойства при растяжении закаленной среднеуглеродиетой стали. Проведен сравнительный анализ влияния фрикционной упрочняющей обрабтки на особенности деформирования при испытаниях на статическое растяжение конструкционных сталей в исходных закаленном и отожженном состояниях.

На основании установленных зависимостей от температуры отпуска микротвердости, интенсивностей изнашивания при трении и абразивном воздействии, а также механических свойств при растяжении выбран оптимальный режим комбинированной деформационно-термической наноструктурирующей обработки закаленной конструкционной стали, обеспечивающий хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности.

Научная новизна

1. Установлен последовательный процесс формирования нанокристаллической структуры при фрикционной обработке такого труднодеформируемого материала как закаленная кремнистая сталь 80С4 со структурой высокоуглеродистого пластинчатого мартенсита: фрагментация мартенситных пластин в ходе скольжения и двойникования, образование полосовых фрагментированных структур, преобразование в ходе ротаций фрагментов их широких малоугловых границ в тонкие большеугловые сильно неравновесные границы с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм.

2. Наноструктурирующая фрикционная обработка повышает теплостойкость карбонильного железа и мартенситных структур, сформированных лазерной закалкой в армко-железе и сталях. Наиболее эффективный рост теплостойкости отмечен у низкоуглеродистых сплавов, что во многом обусловлено сохранением в их сильнодеформированном слое даже при нагреве до 450-550°С высокопрочных областей с нанокристаллическими структурами, образующих вместе с рекристаллизованными субмикронными зернами феррита характерные «бимодальные» структуры.

3. Установлено отсутствие аномального роста рекристаллизованных зерен при длительном (до 20 ч) нагреве до 450-550°С наноструктурированной трением закаленной высокоуглеродистой стали У8.

4. Повышение теплостойкости упрочненных фрикционной обработкой углеродистых сталей при температурах 400-600°С достигается дополнительным легированием кремнием и хромом.

5. По данным микроиндентирования, наноструктурирующая фрикционная обработка повышает сопротивление поверхностного слоя закаленной среднеуглеродистой стали 50 пластической деформации при контактном механическом воздействии. Это ограничивает развитие процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения и обусловливает существенный (до 1,7-3 раз) рост износостойкости конструкционной среднеуглеродистой стали в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, а также граничного трения.

6. Установлено сохранение или даже рост преимущества в износостойкости поверхностно наноструктурированной закаленной стали 50 в условиях абразивного воздействия и трения скольжения со смазкой после отпуска в широком интервале температур (100-600°С), а в условиях трения скольжения без смазки - после нагрева только до температуры 350°С, при которой еще обеспечивается достаточная прочность основного металла и не происходит вырывания микрообъемов упрочненного поверхностного слоя по глубинным менее прочным слоям (когезионный отрыв материала).

Практическая значимость работы

Для достижения хорошего комплекса износостойкости, прочности и пластичности конструкционной стали предложено после закалки проводить комбинированную деформационно-термическую наноструктурирующую обработку, включающую фрикционную обработку и отпуск при температуре 350°С. Комбинированная обработка закаленной среднеуглеродистой (0,5 % С) стали обеспечивает повышение до 2-3 раз твердости и износостойкости без снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной сталью, отпущенной при 350°С. Проведение деформационно-термической обработки позволит расширить сферу применения наноструктурирующей фрикционной обработки, в частности, для упрочнения валов и других деталей, работающих в условиях статического и циклического нагружения.

Результаты работы свидетельствуют, что фрикционная обработка позволяет значительно повысить теплостойкость упрочненных лазером и цементацией изделий, эксплуатируемых в условиях повышенного нагрева.

Показано, что фрикционная обработка может применяться как способ наноструктурирования высокопрочных и хрупких металлических материалов, расширяя тем самым возможности для исследования строения и свойств наноструктур деформационного происхождения, которые не могут быть созданы объемными методами интенсивных (больших) пластических деформаций.

При практической реализации фрикционной упрочняющей обработки стальных изделий следует учитывать не только эффективность деформационного упрочнения, но и поврежденность (нарушение сплошности в виде субмикроропор и микротрещин) поверхностного слоя в процессе накопления пластической деформации.

Результаты диссертационной работы используются в курсе лекций по дисциплине «Наноматериалы и нанотехнологии», входящей в учебный план по направлению 150100 «Материаловедение и технология новых материалов» магистерской программы «Перспективные конструкционные материалы и высокоэффективные технологии» кафедры металловедения Института материаловедения и металлургии ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

На защиту выносятся:

1. Процесс формирования нанокристаллической структуры в поверхностном слое закаленной высокоуглеродистой стали 80С4 при фрикционной обработке.

2. Установленное повышение теплостойкости упрочненных лазером и цементацией стальных поверхностей наноструктурирующей фрикционной обработкой. Особенности влияния дополнительного легирования кремнием и хромом на сопротивление термическому разупрочнению деформированных при фрикционном воздействии сталей.

3. Роль «бимодальных» (нанокристаллических и рекристаллизованных субмикрокристаллических) структур, формирующихся при температурах 450-550°С в деформированной трением низкоуглеродистой стали 20, в повышении теплостойкости упрочненного фрикционной обработкой поверхностного слоя.

4. Особенности поведения при длительном (до 20 часов) нагреве в интервале температур 350-550°С нанокристаллических структур, сформированных фрикционной обработкой в поверхностном слое закаленной стали У8.

5. Результаты исследования влияния фрикционной обработки и последующего нагрева в интервале температур 100-600°С на трибологические и механические характеристики закаленной стали 50.

6. Режим комбинированной деформационно-термической обработки, обеспечивающий конструкционной среднеуглеродистой стали хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности.

Достоверность полученных результатов исследований обеспечена большим объемом экспериментального материала, использованием апробированных методов механических и трибологических испытаний, применением современных методов изучения структуры, химического и фазового состава, профиля поверхностей и продуктов изнашивания (металлография, просвечивающая и растровая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, спектральный химический анализ, энергодисперсионный и волнодисперсионный микроанализ, З-ё-профилометрия), а также использованием статистической обработки результатов измерений. Результаты исследований, приведенные в диссертационной работе, не противоречат известным научным представлениям и результатам.

Личный вклад автора: Соискатель участвовал в планировании и постановке экспериментов, проводил фрикционную обработку материалов, исследование химического состава и топографии поверхностей трения, дюрометрические измерения и микроиндентирование. Принимал участие в исследованиях структуры, трибологических и механических свойств опытных образцов. Обработка и анализ полученных результатов осуществлены с участием автора. Результаты исследований неоднократно докладывались соискателем на научно-технических конференциях.

Апробация работы

Основные результаты работы, изложенные в диссертации, были доложены на следующих конференциях:

1. III Международной школе «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти, 24-28 сентября, 2007 г.

2. XIX, XX, XXI Уральских школах металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Екатеринбург, 4-8 февраля, 2008 г.; Пермь, 1-5 февраля, 2010 г.; Магнитогорск, 6-10 февраля, 2012 г.).

3. ХЬУН Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 1-5 июля, 2008 г.

4. IV Международной научно-технической конференции «Новые материалы, неразрушающий контроль и наукоемкие технологии в машиностроении», Тюмень, 9-11 декабря, 2008 г.

5. IV, V Российских конференциях «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (Екатеринбург, 26-28 мая, 2009 г.; Екатеринбург, 25-29 апреля, 2011 г.).

6. XVII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 23-25 июня, 2009 г.

7. 5 Международном форуме (10-я Международная конференция молодых ученых и студентов) «Актуальные проблемы современной науки», Самара, 25-27 ноября, 2009 г.

8. VI Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 24-28 мая, 2010 г.

9. IV Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2011», Москва, 1-4 марта, 2011 г.

10. Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы трибологии», Самара, 22-24 ноября, 2011 г.

Публикации

По результатам диссертационной работы опубликовано 5 статей в рецензируемых журналах из перечня ВАК, 6 статей в сборниках научных трудов и 8 тезисов докладов.

Структура работы

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, списка использованной литературы из 217 источников и приложения. Работа изложена на 167 страницах, включая 73 рисунка и 13 таблиц.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. На примере трудиодеформируемой закаленной высокоуглеродистой кремнистой стали 80С4 показано, что последовательный процесс наноструктурирования поверхностного слоя при фрикционной обработке заключается во фрагментации мартенситной структуры в ходе скольжения и двойникования, образовании полосовых фрагментированных структур с неоднородной дислокационной субструктурой, формировании на начальном этапе ротационной деформации широких малоугловых дислокационных границ фрагментов и преобразовании в ходе дальнейших ротаций фрагментов их границ в тонкие болынеугловые с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм.

2. Установлена возможность проведением наноструктурирующей фрикционной обработки существенного повышения сопротивления термическому разупрочнению закаленных лазером железа и углеродистых (0,20-0,83 % С) сталей, а также цементованной хромоникелевой стали 20ХНЗА с различными исходными структурами. По мере уменьшения содержания углерода в сплавах до 0,003 % рост эффективности положительного влияния фрикционной обработки на теплостойкость возрастает. Это обусловлено не только повышением стабильности и устойчивости к термическому распаду дислокационных атмосфер при их меньшем насыщении углеродом, но и формированием в сильнодеформированном слое закаленных низкоуглеродистых сплавов после отпусков при 450-550°С «бимодальных» структур, состоящих из высокопрочных областей с нанокристаллическими структурами и участков из рекристаллизованных зерен феррита субмикронных размеров.

3. Установлено отсутствие аномального роста зерна даже при длительном (до 20 ч) нагреве до 450 и 550°С нанокристаллических слоев на поверхностях трения закаленной высокоуглеродистой стали У8. Наряду с сохранением в сильнодеформированном слое до температур не менее 350°С наноструктуры а-фазы и замедлением развития возврата неравновесных границ зерен это обусловливает повышенную теплостойкость стали, подвергнутой фрикционной обработке, при продолжительном термическом воздействии.

4. Дополнительное легирование кремнием (1,66-4,20 % 81) и хромом (0,68-1,06 % Сг) повышает теплостойкость упрочненных фрикционной обработкой сталей при температурах нагрева 400-600°С вследствие тормозящего влияния кремния и хрома на процессы возврата в а-фазе и рост частиц цементита при нагреве деформированных трением сталей.

5. Фрикционная обработка твердосплавным индентором, формирующая в тонком (~5 мкм) поверхностном слое закаленной конструкционной стали 50 нанокристаллическую структуру с повышенными уровнями микротвердости (10,7-11,1 ГПа), сжимающих напряжений (ст=-430 МПа), теплостойкости и сопротивления механическому воздействию при общей глубине упроченного слоя -250 мкм, обеспечивает рост в 1,3-3,0 раза износостойкости стали в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, а также граничного трения за счет ограничения процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения.

6. Упрочненная фрикционной обработкой закаленная среднеуглеродистая сталь 50 обладает повышенной износостойкостью при абразивном воздействии и трении скольжения со смазкой после нагрева до 600°С, а при сухом трении скольжения по стали - лишь при нагреве до 350°С, когда еще обеспечивается достаточная прочность основного металла и не происходит глубинного вырывания микрообъемов упрочненного поверхностного слоя.

7. Предложена комбинированная деформационно-термическая наноструктурирующая обработка закаленной конструкционной стали 50, включающая фрикционную обработку с оптимизированным отпуском при 350°С и обеспечивающая повышение твердости (в 2 раза), сопротивления поверхности пластической деформации и износостойкости при трении скольжения (в 2,2-3,0 раза) и абразивном воздействии (до 2,5 раз) при отсутствии снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью.

1. Алехин В.П., Шоршоров М.Х. Влияние особенностей микропластической деформации вблизи свободной поверхности твердого тела на общую кинетику макропластического течения (обзор) // ФХОМ. 1973. № 5. С. 84-101.

2. Schijve J. Fatigue of Structures and Materials. 2nd Edition // Springer. 2009. 626 p.

3. Кудрявцев И.В. Повышение прочности и долговечностидеталей машин поверхностным пластическим деформированием // ЦНИИТМАШ. Кн. № 90. 1970. 152 с.

4. ГОСТ 18296-72 Обработка поверхностным пластическим деформированием. Введен 25.12.1972. М: Изд-во стандартов, 1972. 10 с.

5. Кудрявцев И.В., Грудская P.E. Новые способы поверхностного пластического деформирования // Машиностроитель. 1984. № 7. С. 28-29.

6. Одинцов Л.Г. Упрочнение и отделка деталей поверхностным пластическим деформированием: Справочник. М.: Машиностроение, 1987. 328 с.

7. Панин A.B. Особенности пластической деформации и разрушения технического титана и малоуглеродистой стали, подвергнутых ультразвуковой обработке // ФММ. 2001. Т. 98. № 1. С.109-118.

8. Панин A.B., Клименов В.А., Абрамовская В.Л., Сон A.A. Зарождение и развитие потоков дефектов на поверхности деформируемого тела // Физическая мезомеханика. 2000. Т. 3. № 1. С. 83-92.

9. Umemoto M., Huang В., Tsuchiya К., Suzuki N. Formation of nanocrystalline structured in steel by ball drob test // Scripta Materialia. 2002. Vol. 46. N. 5. P. 383-388.

10. Umemoto M., Todaka K., Tsuchiya K. Formation of nanocrystalline structured in carbon steels by ball drop and particle impact techniques // Materials Science and Engineering A. 2004. Vol. 375-377. P. 899-904.

11. Цейтлин В.И., Волков В.И. Пневмодробеструйное упрочнение // Упрочняющие технологии и покрытия. 2006. № 7. С. 13-19.

12. Jha S.K., John R., Larsen J.M. Nominal vs local shot-peening effects on fatigue lifetime in Ti-6Al-2Sn-4Zn-6Mo at elevated temperature // Metallurgical and materials transactions A. 2009. Vol. 40A. P.2675-2684.

13. Герасимов С.А., Велищанский A.B., Герасимов Н.Г. О природе высокой износостойкости азотированных сталей // Трение и износ. 1998. Т. 19. № 2. С. 231-234.

14. Wang Т., Yu J., Dong В. Surface nanocrystallization induced by shot peening and its effect on corrosion resistance of lCrl8Ni9Ti stainless steel // Surface and Coatings Technology. 2006. Vol. 200. C. 4777-7781.

15. Wang T.S., Lu В., Zhang M. et al. Nanocrystallization and a martensite formation in the surface layer of medium-manganese austenitic wear-resistant steel caused by shot peening // Materials Science and Engineering A. 2007. Vol. 458. P. 249-252.

16. Mordyuk B.N., Prokopenko G.I. Ultrasonic impact peening for the surface properties management // J. of Sound and Vibration. 2007. N 308. P. 855-866.

17. Tao N.R., Sui M.L., Lu J., Lu K. Surface nanocristallization of iron induced by ultrasonic shot peening // NanoStructured. 1999. Vol. 11. N. 4. P. 443-440.

18. Liu G., Lu J., Lu K. Surface nanocristallization of 316L stainless steel induced by ultrasonic shot peening // Materials Science and Engineering A. 2000. Vol. 286. P. 91-95.

19. Джураев А.Д., Шин И.Г. Анализ напряженно-деформированного состояния поверхностного слоя при дробеструйном упрочнении деталей машин // Упрочняющие технологии и покрытия. 2009. № 10. С. 3-7.

20. Wang L., Li D.Y. Mechanical, electrochemical and tribological properties of nanocrystalline surface of brass produced by sandblasting and annealing // Surface and Coatings Technology. 2003. Vol. 167. P. 188-196.

21. Lu K., Lu J. Nanostructured surface layer on metallic materials induced by surface mechanical attrition treatment // Materials Science and Engineering A. 2004. Vol. 375-377. P. 38-45.

22. Ba D.M., Ma S.N., Meng F.J., Li C.Q. Friction and wear behaviors of nanocrystalline surface layer of chrome-silicon alloy steel // Surface and Coatings Technology. 2007. Vol. 202. P. 254260.

23. Huang L. Lu J. Troyon M. Nanomechanical properties of nanostructured titanium prepared by SMAT // Surface and Coatings Technology. 2006. Vol. 201. P. 208-213.

24. Рыбакова JT.M., Куксенова Л.И., Назаров Ю.А. Структура поверхностных слоев и износостойкость закаленной стали 50Г после финишной антифрикционной безобразивной обработки // МиТОМ. 1993. № 3. С. 5-9.

25. Анцупов В.П., Белевский J1.C., Досманов В.А. Уменьшение изнашиваемости закаленных деталей металлизацией поверхности проволочными щетками // Трение и износ. 1991. Т. 12. № 2. С. 365-368.

26. Завалищин А.Н. Образование диссипативных структур при механическом нанесении металлических покрытий на стальную поверхность // ФММ. 2003. Т. 96. № 5. С. 61-66.

27. Радюк А.Г., Титлянов А.Е., Кузуев Д.П. Повышение свойств алюминиевого газотермического покрытия щеточной обработкой // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2009. № 1 С. 34-35.

28. Куксенова Л.И., Рыбакова Л.М., Назаров Ю.А. Структура поверхности и износ чугуна после финишной антифрикционной безобразивной обработки //МиТОМ. 1993. № 9. С. IIIS.

29. Гаркунов Д.Н., Лозовский В.Н. Способ придания поверхности металлов трущихся пар противозадирных свойств. Авторское свидетельство № 115744 от 23.4.58 г.

30. Андреева А.Г., Бурумкулов Ф.Х., Толоконников В.И. и др. Финишная антифрикцинная безабразивная обработка как средство повышения срока службы машин и оборудования // Долговечность трущихся деталей машин. М.: Машиностроение. 1990. Вып. 4. С. 34-59.

31. Завалищин А.Н., Николаев A.A., Ячиков И.М. Моделирование состава композиционных антифрикционных покрытий // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2004. №7. С. 48-51.

32. Rigney D.A. Transfer, mixing and associated chemical and mechanical processes during the sliding of ductile materials // Wear. 2000. Vol. 245. P. 1-9.

33. Лихачев В.А., Панин B.E., Засимчук Е.Э. и др. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. Киев: Наукова Думка, 1989. 320 с.

34. Бакли Д. Поверхностные явления при адгезии и фрикционном взаимодействии. М.: Машиностроение, 1986. 359 с.

35. Nemoshkalenko V.V. Gorskii V.V. Ivanova E.K. et al. The local X-ray investigation of C-Fe-Cr-Mo alloys after friction tests and oxidation // Acta met. 1978. Vol. 26. N. 3, P. 705-707.

36. Грипачевский А.Н., Горский В.В., Литвинов В.Н., Шувалова Е.А. Локальное рентгеноспектральное исследование поверхности трения бронзы БрОФ 10-1 // Трение и износ. 1985. Т. 6. № 4. С. 727-731.

37. Немошкаленко В.В., Горский В.В., Иващенко Ю.Н. и др. Исследование поверхностных слоев трения методом спектроскопии Оже-электронов // Металлофизика. 1987, Т. 9. № 1. С. 106-107.

38. Горский В.В. Формирование легированных кислородом сплавов Ме-Ме'-О в зоне контакта металлов при трении // Трение и износ. 1989. Т. 10. № 3. С. 452-460.

39. Ильин А.И., Воинов С.С., Сеньков О.Н. Аморфизация поверхности углеродистой стали при трении // ФММ. 1989. Т. 67. Вып. 6. С. 1192-1196.

40. Беккер М.С., Куликов М.Ю. Исследование механизма изнашивания инструмента из быстрорежущей стали // Трение и износ. 1987. Т. 8. № 3. С. 473-479.

41. Бабей Ю.И. Физические основы импульсного упрочнения стали и чугуна. Киев: Наук, думка, 1988. 240 с.

42. Драчинская А.Г., Левантович А.Г., Максимишин М.Д. Влияние фрикционного упрочнения на механические характеристики и несовершенства кристаллического строения поверхностных слоев стали 45ХНМФ // Металлы. 1992. № 4. С. 136-138.

43. Юркова А.И., Мильман Ю.В., Бякова A.B. Структура и механические свойства железа после поверхностной интенсивной пластической деформации трением. I. Особенности формирования структуры // Деформация и разрушение материалов. 2009. № 1. С. 2-11.

44. Паршев С.Н. Формирование режущей кромки лезвийного инструмента электромеханической обработкой // Вестник машиностроения. 1999. № 5. С. 23-25.

45. Байбарацкая М.Ю., Пальянов A.A., Машков Ю.К. Упрочняющая фрикционно-электрическая обработка стальных поверхностей трения // Трение и износ. 2004. Т. 25. № 4. с. 434-439.

46. Дудкина Н.Г., Усов В.В. Комбинированное упрочнение конструкционных среднеуглеродистых сталей // Тез. докл. 2 Научн.-техн. конф. «Ресурсосберег. и экол. чист, технол.» 1996. С. 142-143.

47. Машков Ю.К., Эдигаров В.Р., Байбарацкая М.Ю., Овчар З.Н., Комбинированное фрикционно-электрическое модифицирование стальных поверхностей трения // Трение и износ. 2006. Т. 27. № 1. С. 89-94.

48. Davim J.P, Maranhao C. A study of plastic strain and plastic strain rate in machining of steel AISI 1045 using FEM analisis // Materials and Design. 2009. N. 30. P. 160-165.

49. Calistes R., Swaminathan S., Murthy T.G. et al. Controlling gradation of surface strains and nanostructuring by large-strain machining // Scripta Materialia. 2009. Vol. 60. P. 17-20.

50. Shankar M.R., Chandrasekar S., King A.H., Compton W.D. Microstructure and stability of nanocrystalline aluminum 6061 created by large straine machining // Acta Materialia. 2005. N. 53. P.4781-4793.

51. Герасимов C.A., Елисеев Э.А., Кучерявый В.И., Карпухин С.Д., Некрасов В.К. Влияние предварительной поверхностной пластической деформации на структуру и контактную долговечность азотированной стали 16Х2НЗМФБАЮ-Ш (ВКС-7) // МиТОМ. 1994. №5. С. 31-33.

52. Li J.G., Umemoto М., Todaka Y., Tsuchiya К. A microstructural investigation of the surface of a drilled hole in carbon steels // Acta Materialia. 2007. Vol. 55. N. 4. P. 1397-1406.

53. Li J.G., Umemoto M., Todaka Y., Tsuchiya K. Nanocrystalline structure formation in carbon steels introduced by high speed drilling // Materials Science and Engineering A. 2006. Vol. 435436. P. 383-388.

54. Пинегин С.В. Контактная прочность в машинах. М.: Машиностроение, 1965. 191 с.

55. Макаров А.В., Коршунов Л.Г. Повышение твердости и износостойкости закаленных лазером стальных поверхностей с помощью фрикционной обработки // Трение и износ. 2003. Т. 24. №3. С. 301-306.

56. Коршунов Л.Г., Макаров А.В., Черненко H.JL, Насонов С.П. Структура, прочность и теплостойкость мартенсита стали У8, деформированной трением // ФММ. 1996. Т. 82. Вып. 2. С. 38-48.

57. Heilmann I., Clark W.A., Rigney D.A. Orientation determination of subsurface cells generated by sliding // Acta Metallurgies 1983. Vol. 31. N. 8. P. 1293-1305.

58. Dautzenberg J.H., Zaat J.H. Quantitative determination of deformation by sliding wear // Wear. 1973. Vol. 23. N. 1. P. 9-19.

59. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Солодова И.Л., Малыгина И.Ю. Твердость, теплостойкость и трибологические свойства закаленных углеродистых сталей, упрочненных в условиях трения скольжения // Деформация и разрушение материалов. 2006. №4. С. 26-33.

60. Коршунов Л.Г., Макаров А.В., Черненко Н.Л. Нанокристаллические структуры трения в сталях и сплавах, их прочностные и трибологические свойства // Развитие идей академика В.Д. Садовского. Екатеринбург, 2008. С. 218-241.

61. Коршунов Л.Г., Шабашов В.А., Черненко Н.Л., Пилюгин В.П. Влияние напряженного состояния зоны фрикционного контакта на формирование структуры поверхностного слоя и трибологические свойства сталей и сплавов // ФММ. 2008. Т. 105. № 1. С. 70-85.

62. Крагельский И.В., Добычин М.Н., Комбалов B.C. Основы расчетов на трение и износ. М.: Машиностроение, 1977. С. 256.

63. Korshunov L.G., Makarov A.V., Chernenko N.L. Ultrafine Structures Formed upon Friction and Their Effect on the Tribological Properties of Steels // The Physics of Metals and Metallography. 2000. Vol. 90. Suppl. 1. P.S48-S58.

64. Гарбар И.И. Некоторые закономерности формирования структуры металла при трении // Трение и износ. 1981. Т. 2. № 6. С. 1076-1084.

65. Гарбар И.И. Кинетика развития дислокационной структуры меди в процессе трения // Трение и износ. 1982. Т. 3. № 5. С. 880-888.

66. Гарбар И.И. Взаимовлияние микрогеометрии и структуры металла при трении // Трение и износ. 1985. Т. 6. № 3. С. 458-466.

67. Гарбар И.И. Фрагментация поверхностных слоев низкоуглеродистой стали и меди при усталостном и адгезионном изнашивании // Трение и износ. 1986. Т. 7. № 6. С. 1043-1053.

68. Гарбар И.И., Кисель А.С. Прочность фрагментированных структур в поверхностном слое и в объеме металла // Доклады АН СССР. Сер. Техн. физика. 1991. Т. 318. № 6. С.1381-1385.

69. Tao N.R., Wang Z.B., Tong W.P., Sui M.L., Lu J., Lu K. An investigation of surface nanocristallization mechanism in Fe induced by surface mechanical attrition treatment // Acta materialia. 2002. Vol. 50. N. 18. P. 4603-4616.

70. Tong W.P., Tao N.R., Wang Z.B., Zhang H.W., Lu J., Lu K. The formation of s Fe3.2N phase in a nanocrystalline Fe // Scripta materialia. 2004. Vol. 50. N. 5. P. 647-650.

71. Белоцкий A.B., Юркова А.И. Фрикционное азотирование сплавов железа // МиТОМ. 1991. № 1. С. 10-12.

72. Коршунов Л.Г. Структурные превращения при трении и износостойкость аустенитных сталей // ФММ. 1992. № 8. С. 3-21.

73. Колубаев А.В., Тарасов С.Ю. Закономерности формирования поверхностных структур при трении с высокими нагрузками // Трение и износ. 1998. Т. 19. № 3. С. 379-385.

74. Hei Z.K., Lu J., Lu К.,Liu G., Zhang H. Formation of nanostructured surface layer on AISI 304 stainless steel by means of mechanical attrition treatment // Acta materialia. 2003. Vol. 51. N. 7. P. 1871-1881.

75. Wang X.Y., Li D.Y. Mechanical, electrochemical and tribological properties of nanocrystalline surface of 304 stainless steel // Wear. 2003. Vol. 255. N. 7-12. P. 836-845.

76. Немошкаленко В.В., Горский В.В., Тихонович В.В., Якубцов И.А. Электронно-микроскопическое исследование поверностных слоев трения // Металлофизика. 1984. Т. 6. № 6.С. 93-95.

77. Xingping Y., Liu G., Lu К., Lu J. Characterization and properties of nanostructured surface layer in a low carbon steel subjected to surface mechanical attrition // Materials Science and Technology. 2003. Vol. 19. N. 1. P. 1-4.

78. Иванисенко Ю.В., Бауманн Г., Фехт Г., Кноте К., Сафаров И.М., Корзников А.В., Валиев Р.З. Наноструктура и твердость «белого слоя» на поверхности железнодорожных рельсов // ФММ. 1996. Т. 83. Вып. 3. С. 104-111.

79. Макаров А.В., Коршунов Л.Г. Прочность и износостойкость нанокристаллических структур поверхностей трения сталей с мартенситной основой // Известия высших учебных заведений. Физика. 2004. № 8. С. 65-80.

80. Коршунов Л.Г., Макаров А.В., Черненко Н.Л. Структурные аспекты износостойкости сталей мартенситного класса // ФММ. 1994. Т. 78. Вып. 4, С. 128-146.

81. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Счастливцев В.М., Черненко Н.Л., Филиппов Ю.И. Структура, трибологические и механические свойства азотсодержащих высокохромистых сталей с мартенситной основой // ФММ. 2003. Т. 96. Вып. 3. С. 101-112.

82. Патент на изобретение № 2194773 (Россия). Способ обработки стальных изделий // Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Осинцева А.Л. Опубликовано в БИМП. 2002. № 35.

83. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Блиновский В.А. О возможности повышения эффективности лазерной закалки дополнительным пластическим деформированием // Электронная обработка материалов. 1989. № 3. С. 16-18.

84. Одинцов Л.Г. Упрочнение и отделка деталей поверхностным пластическим деформированием. Справочник. М.: Машиностроение, 1987. 328 с.

85. Балтер М.А., Туровский М.Л., Новик P.A. Комбинированное упрочнение азотированием и обкаткой роликами // МиТОМ. 1969. № 9. С. 25-28.

86. Прошкин С.Д., Капуткина Л.М., Бернштейн A.M., Белкин М.Я., Морозов А.И. Структура и свойства валковых сталей после лазерной закалки и обкатки роликами // Известия ВУЗов. Черная металлургия 1992. № 5. С. 66-68.

87. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. М.: Металлургия, 1979. 320 с.

88. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. 272 с.

89. Нохрин A.B., Смирнова Е.С., Чувильдеев В.Н., Копылов В.И. Температура начала рекристаллизации в микрокристаллических металлах, полученных методами интенсивного пластического деформирования // Металлы. 2003. № 3. С. 27-37.

90. Попова E.H., Попов В.В., Романов Е.П., Пилюгин В.П. Влияние степени деформации на структуру и термическую стабильность нанокристаллического ниобия, полученного сдвигом под давлением // ФММ. 2007. Т. 103. № 4. С. 426-432.

91. Чувильдеев В.Н., Нохрин A.B., Макаров И.М., , Копылов В.И. Рекристаллизация в нано- и микрокристаллических металлах, полученных методом РКУ-прессования // Микросистемная техника. 2002. Вып. 8. С. 19-28.

92. Гаген-Торн К.В. Влияние примесей на свойства нелегированной меди. М.: ЦНИИЭИМЦМ, 1979. 28 с.

93. Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Губернаторов В.В., Чащухина Т.И. О термической стабильности микрокристаллической структуры в однофазных металлических материалах // ДАН. 2002. Т. 386. № 2. С.180-183.

94. Park К.-Т., Shin D.H. Annealing behavior of submicrometre grained ferrite in a low carbon steel fabricated by severe plastic deformation // Materials Science and Engineering. 2002. Vol. A334. P. 79-86.

95. Дегтярев M.B., Воронова Л.М., Чащухина Т.И. Рост зерна при отжиге армко-железа с ультрадисперсной структурой различного типа, созданной деформацией сдвигом под давлением // ФММ. 2005. Т. 99. № 3. С. 58-68.

96. Воронова Л.М., Дегтярев М.В., Чащухина Т.И. Рекристаллизация ультрадисперсной структуры чистого железа, сформированной на разных стадиях деформационного наклепа// ФММ. 2007. Т. 104. № 3. С. 275-286.

97. Иванисенко Ю.В., Сиренко A.A., Корзников A.B. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмикрокристаллического армко-железа // ФММ. 1999. Т. 87. № 4. С. 78-83.

98. Дегтярев М.В., Чащухина Т.И., Воронова JI.M. и др. Формирование сверхмелкозернистой структуры при рекристаллизации сильнодеформированной конструкционной стали // ФММ. 1994. Т. 77. № 2. С. 141-146.

99. Дегтярев М.В., Воронова JI.M., Чащухина Т.И. Особенности формирования и рекристаллизации субмикрокристаллической структуры закаленной стали 20Г2Р. II. Низкотемпературная рекристаллизация // ФММ. 2005. Т. 99. № 4. С. 83-89.

100. Nikitin I., Altenberger I., Maier H.J., Scholtes B. Mechanical and thermal stability of mechanically induced near-surface nanostructures // Materials Science and Engineering. 2005. Vol. A403. P. 318-327.

101. Ivanisenko Yu., Winderlich R.K., Valiev R.Z., Fecht H.-J. Annealing behaviour of nanostructured carbon steel produced by severe plastic deformation // Scripta Materialia. 2003. Vol. 49. P. 947-952.

102. Xu Y., Liu Z.G., Umemoto M., Tsuchiya K. Formation and annealing behavior of nanocrystalline ferrite in Fe-0.89C spheroidite steel produced by ball milling // Metallurgical and materials transactions A. 2002. Vol. 33A. P. 2195-2203.

103. Корзников A.B., Иванисенко Ю.В., Сафаров И.М., Валиев Р.З., Мышляев М.М., Камалов М.М. Механические свойства заэвтектоидной стали с нанокристаллической структурой // Металлы. 1994. № 1. С. 91-97.

104. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Малыгина И.Ю., Солодова И.Л. Повышение теплостойкости и износостойкости закаленных углеродистых сталей фрикционной упрочняющей обработкой // МиТОМ. 2007. № 3. С. 57-63.

105. Zhang X. et al. Studies of deformation mechanisms in ultrafine-grained and nanostructured Zn // Acta Materialia. 2002. Vol. 50. P. 423-483.

106. Mughrabi H., Hoppel H.W., Kautz M. and Valiev R.Z. Annealing treatments to enhance thermal and mechanical stability of ultrafine-grained metals produced by severe plastic deformation//Z. Metallkunde. 2003. Vol. 94. P. 1079-1083.

107. Park Y.S. Chung K.H. Kim N.J. Lavernia E.J. Microstructural investigation of nanocrystalline bulk Al-Mg alloy fabricated by cryomilling and extrusion // Materials Science and Engineering. 2004. Vol. A374. P. 211-216.

108. Бернштейн М.Л., Займовский В.А. Механические свойства металлов. Изд. Второе. М: Металлургия, 1979. 496 с.

109. Кулясова О.Б., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Об особенностях механических испытаний малых образцов из наноструктрурных материалов // ФММ. 2005. Т. 100. № 3. С. 83-90.

110. Терентьев В.Ф., Колмаков А.Г., Просвирнин Д.В. Усталостная прочность субмикро и нанокристаллических сплавов железа, титана и никеля // Деформация и разрушение материалов. 2007. № 9. С. 2-11.

111. Панин В.Е., Панин А.В. Проблемы мезомеханики прочности и пластичности наноструктурных материалов // Известия высших учебных заведений. Физика. 2004. № 8. С. 5-17.

112. Терентьев В.Ф., Добаткин С.В., Просвирнин Д.В., Банных И.О., Рыбальченко О.В., Рааб Г.И. и др. Усталостная прочность аустенитной стали Х18Н10Т после равноканального углового прессования // Деформация и разрушение материалов. 2008. № 10. С. 30-38

113. Shin D.H., Seo C.W., Kim J., Park K.-T., Choo W.Y. Microstructures and mechanical properties of equal-channel angular pressed low carbon steel // Scripta materialia. 2000. N. 42. P. 695-699.

114. Witney A.B., Sanders P.G., Weertman J.R., Valiev R. Z., Eastman J.A. Fatigue of nanocrystalline copper // Scripta Met. 1995. Vol. 33. N. 12. P. 2025-2030.

115. Vinogradov A., Kaneko Y., Kitagawa K., Hashimoto S., Stolyarov V. and Valiev R. Fatigue behavior of ultrafine-grained copper // Scripta Materialia. 1997. Vol. 36. P. 1345-1349.

116. Mughrabi H., Hoppel H.W., Kautz M. Fatigue and microstructure of ultrafine-grained metals produced by severe plastic deformation // Scripta Materialia. 2004. Vol. 51. N. 8. P. 807812.

117. Панин В.E., Панин А.В. Эффект поверхностного слоя в деформируемом твердом теле // Физическая мезомеханика. 2005. Т. 8. № 5. С. 7-15.

118. Гилман Дж., Джонстон В. Возникновение дислокаций в кристаллах LiF при низких напряжениях // Дислокации и механические свойства кристаллов. М.: Иностр. лит., 1960. С. 393-394.

119. Корзников А.В., Сафаров И.М., Валиев Р.З., Бронфин Б.М., Емельянов А.А. Влияние субмикрозернистой структуры на механические свойства низкоуглеродистых сталей // МиТОМ. 1993. № 2. С. 27-30.

120. Wang T.S., Lu В., Zhang М. et al. Nanocrystallization and a martensite formation in the surface layer of medium-manganese austenitic wear-resistant steel caused by shot peening // Materials Science and Engineering A. 2007. Vol. 458. P. 249-252.

121. Roland Т., Retraint D., Lu K., Lu J. Fatigue life improvement through surface nanostructuring of stainless steel by means of surface mechanical attrition treatment // Scripta Malerialia. 2006. Vol. 54. P. 1949-1954.

122. Вильчек А.И., Карнаух В.Н. Повышение контактной выносливости цементуемых сталей методами поверхностно-пластического деформирования // Нов. конструкц. матер, и эффект, методы их получ. и обраб. Киев , 1988. С. 123-124.

123. Suzuki Т., Ogawa К., Hotta S. Ninon kikai gakkai ronbunshu // Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. 1999. Vol. 65. N. 637. P. 287-293.

124. Patlan V., Vinogradov A., Higashi K., Kitagawa K. Overview of fatigue properties of fine grain 5056 Al-Mg alloy processed by equal-channel angular pressing // Materials Science and Engineering A. 2001. Vol. 300.N.1-2.P. 171-182.

125. Hanlon Т., Kwon Y.-N., Suresh S. Grain size effects on the fatigue response of nanocrystalline metals // Scripta Materialia. 2003. Vol. 49. P. 675-680.

126. Panin A.V., Klimenov V.A., Pochivalov Yu.I., Son A.A., Kazachenok M.S. The effect of ultrasonic treatment on mechanical behavior of titanium and steel specimens // Theoretical and Applied Fracture Mechanics. 2004. Vol. 41. P. 163-172.

127. Panin A.V. Plastic Deformation and Fracture of Commercial Titanium and Low-Carbon Steel Subjected to Ultrasonic Treatment // The Physics of Metals and Metallography. 2004. Vol. 98. N. l.P. 98-106.

128. Металловедение и термическая обработка стали: Справ. Изд. 3-е изд., перераб. и доп. В 3-х т. Т.1. Методы испытаний и исследований под ред. М.Л. Бернштейна, А.Г. Рахштадта. М.: Металлургия, 1983. 352 с.

129. Шустер Л.Ш., Мигранов М.Ш., Чертовских С.В., Садыкова А.Я. Триботехнические характеристики титана с ультрамелкозернистой структурой // Трение и износ. 2005. Т. 26. № 2. С. 208-214.

130. Iglesias P., Bermudez M.D., Moscoso W., Rao B.C., Shankar M.R., Chandrasekar S. Friction and wear of nanostructured metals created by large strain extrusion machining // Wear. 2007. N. 263. P. 636-642.

131. Jeong D.H., Gonzalez F., Palumbo G., Aust K.T. and Erb U. The effect of grain size on the wear properties of electrodeposited nanocrystalline nickel coatings // Scripta Malerialia. 2001. N. 44. P. 493-499.

132. Wang Z.B., Tao N.R., Li S. et al. Effect of surface nanocrystallization on friction and wear properties in low carbon steel // Materials Science and Engineering A. 2003. Vol. 352. N. 1-2. P. 144-149.

133. Xu Y.H, Peng J.H., Fang L. Nano-crystallization of steel wire and its wear behavior // Materials Science and Engineering: A. 2008. Vol. 483-484. P. 688-691.

134. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Выходец В.Б., Куренных Т.Е., Саврай Р.А. Влияние упрочняющей фрикционной обработки на химический состав, структуру и трибологические свойства высокоуглеродистой стали // ФММ. 2010. Т. 110. № 5. С. 530544.

135. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Солодова И. Л. Износостойкость и деформационное упрочнение углеродистых и низколегированных сталей в условиях трения скольжения с большими контактными нагрузками // Трение и износ. 2000. Т. 21. № 5. С. 501-510.

136. Lv X.R., Wang S.G., Liu Y. et al. Effect of nanocrystallization on tribological behaviors of ingot iron // Wear. 2008. Vol. 264. P. 535-541.

137. Zhou L., Liu G., Han Z., Lu K. Grain size effect on wear resistance of a nanostructured AISI52100 steel // Scripta Materialia. 2008. Vol.58. P. 445-448.

138. Yan W., Fang L., Sun K., Xu Y. Effect of surface work hardening on wear behavior of Hadfield steel // Materials Science and Engineering A. 2007. Vol. 460-461. P. 542-549.

139. ISO 14577-1:2002. Metallic materials Instrumented indentation test for hardness and materials parameters - Part 1: Test method.

140. Cheng Y.T., Cheng C.M. Relationships between hardness, elastic modulus and the work of indentation // Appl. Phys. Let. 1998. Vol. 73. N. 5. P. 614-618.

141. Leyland A., Matthews A. On the significance of the H/E ratio in wear control: a nanocomposite coating approach to optimized tribological behavior // Wear. 2000. Vol. 246. P. 1-11.

142. Фирстов С.А., Горбань В.Ф., Печковский Э.П. Установление предельных значений твердости, упругой деформации и соответствующего напряжения материалов методом автоматического индентирования // Материаловедение. 2008. № 8. С. 15-21.

143. Фирстов С.А., Горбань В.Ф., Печковский Э.П. Новые методологические возможности определения механических свойств современных материалов методом автоматического индентирования // Наука та інновації. 2010. Т. 6. № 5. С. 7-18.

144. Mayrhofer Р.Н., Mitterer С., Musil J. Structure-property relationships in single- and dual-phase nanocrystalline hard coatings // Surface and Coatings Technology. 2003. Vol. 174175. P. 725-731.

145. Русаков А. А. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. 480 с.

146. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов. Уфа: Издательство научно-производственной фирмы «Технология», 1994. 137 с.

147. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения материалов. М.: Металлургия, 1984.284 с.

148. Kolmogorov V.L., Smirnov S.V. The restoration of the margin of metal plasticity after cold deformation // J. Mat. Proc. Technol. 1998. Vol. 74. P. 83-88.

149. Иванисенко Ю.В., Корзников A.B., Сафаров И.М., Мышляев М.М., Валиев Р.З. Формирование сверхмелкозернистой структуры в железе и его сплавах при больших пластических деформациях // Металлы. № 6. С. 126-131.

150. Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Чащухина Т.И. Влияние реечной структуры мартенсита на структурообразование при деформации сдвигом под давлением и последующем отжиге // Металлы. № 5. С. 17-26.

151. Столофф Н.С. Влияние легирования на характеристики разрушения. В кн.: Разрушение. Т. 6. Разрушение металлов пер. с англ.. М: Металлургия, 1976. С. 11-89.

152. Natting J. The Physical Metallurgy of Alloy Steel. J. I. S. I. 1969. Vol. 207. № 6. P. 872-893.

153. Саррак В.И., Щербакова В.С, Сигалова H.JI. Склонность стали, легированной карбидообразующими элементами, к хрупкому разрушению // МиТОМ. 1971. № 7. С. 913.

154. Алешин Д.Н., Глезер A.M., Громов В.Е. Природа низкой пластичности сплавов системы железо-кремний с высоким содержанием кремния // Деформация и разрушение материалов. 2005. № 8. С. 8-13.

155. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни деформации и разрушения. Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1990. 255 с.

156. Chen A.Y., Ruan H.H., Wang J. et al. The influence of strain rate on the microstructure transition of 304 stainless steel // Acta Materialia. 2011. Vol. 59. P. 3697-3709.

157. Панин B.E., Сергеев В.П., Панин A.B. Наноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение наноструктурных покрытий. Томск: Томск. Политех. Ун-т, 2008. 286 с.

158. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. 398 с.

159. Чукин М.В., Копцева Н.В., Ефимова Ю.Ю. и др. Структура и свойства наноструктурированных углеродистых конструкционных сталей: учеб. пособие. Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск, гос. техн. ун-та им. Г.И.Носова, 2011. 112 с.

160. Чащухина Т.И., Дегтярев М.В., Воронова JI.M., Давыдова JI.C., Пилюгин В.П. Влияние способа деформации на изменение твердости и структуры армко-железа и конструкционной стали при деформации и последующем отжиге //ФММ. 2001. Т. 91. № 5. С. 75-83.

161. Дегтярев М.В., Чащухина Т.И., Воронова JI.M. Зависимость твердости от параметров ультрадисперсной структуры железа и конструкционных сталей // ФММ. 2004. Т. 98. №5. С. 98-110.

162. Wilson D.V. Effects of plastic deformation on carbide precipitation in steel // Acta Metallurgies 1957. Vol. 5. N. 6. P. 293-302.

163. Kalish D., Kohen M. Structural changes and strengthening in the strain tempering of martensite // Materials Science and Engineering. 1970. Vol. 6. P. 156-166.

164. Hirth I.P. and Rigney D. A. The application of dislocation concepts in friction and wear. Dislocations in Solids / Edited by F.R.N. Nabarro. 1983. Vol. 6. Chapter 25. P. 3-54.

165. Sauvage X., Quelennec X., Malandain J.J., Pareige P. Nanostructure of a cold drawn tempered martensitic steel // Scripta Materialia. 2006. Vol. 54. P. 1099-1103.

166. Zhang H.W., Ohsaki S., Mitao S. et al. Microstructural investigation of white etching layer on pearlite steel rail // Mat. Sci. Eng.: A. 2006. Vol. 421. P. 191-199.

167. Гаврилюк B.T. Распределение углерода в стали. Киев: Наукова думка, 1987. 208 с.

168. Поздняков В.А. Пластичность нанокристаллических материалов с бимодальной зеренной структурой // Письма в ЖТФ. 2007. Т. 33. Вып. 23. С. 36-42.

169. Гоулдстейн Дж., Ньюбери Д., Эчлин П., Джой Д., Фиори Ч., Лифшин Э. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ: В 2-х книгах. Книга 1 пер. с англ.. М.: Мир, 1984. 303 с.

170. Гегузин Я.Е. Восходящая диффузия и диффузионное последействие // Успехи физ. наук. 1986. Т. 149. Вып. 1. С. 149-159.

171. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука, 2001. 232 с.

172. Kolobov Yu. R., Grabovetskaya G. P., Ivanov M. В., Zhilyaev A. P., Valiev R. Z. Grain boundary diffusion characteristics of nanostructured nickel // Scripta Materialia. 2001. Vol. 44. N. 6. P. 873-878.

173. Tong W.P., Liu C.Z., Wang W., Tao N.R., Wang Z.B., Zuo L„ He J.C. Gaseous nitriding of iron with a nanostructured surface layer // Scripta Materialia. 2007. Vol. 57. N. 6. P. 533-536.

174. Wang Z. В., Tao N. R., Tong W. P., Lu J., Lu K. Diffusion of chromium in nanocrystalline iron produced by means of surface mechanical attrition treatment // Acta Materialia. 2003. Vol. 51. N. 14. P. 4319-4329.

175. Xiang Z.D., Datta P.K. Shot peening effect on aluminide diffusion coating formation on alloy steels at low temperatures // Scripta Materialia. 2006. Vol. 55. N. 12. P. 1151-1154.

176. Стали и сплавы. Марочник под ред. В.Г. Сорокина, М.А. Гервасьева. М.: Интермет Инжиниринг, 2003. 608 с.

177. Виноградов В.Н., Сорокин Г.М., Пашков А.Н., Рубарх В.М. Долговечность буровых долот. М.: Недра, 1977. 256 с.

178. Винокур Б.Б., Пилюшенко В.Л. Прочность и хрупкость конструкционной легированной стали. Киев: Наук. Думка, 1983. 284 с.

179. Шапочкин В.И., Зайцева И.Д., Буренкова О.С., Чеботарев Ф.М. Сопротивление контактной усталости тяжелонагруженных зубчатых колес из стали 20ХНЗА, упрочняемых химико-термической обработкой // МиТОМ. 1987. № 5. С. 12-17.

180. Макаров A.B., Горкунов Э.С., Коган Jl.X., Малыгина И.Ю. Оценка качества упрочняющей фрикционной обработки и последующего отпуска эвтектоидной стали вихретоковым методом // Дефектоскопия. 2009. № 2. С. 78-91.

181. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. М.: Металлургия, 1973. 232 с.

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

183. Miyamoto G., Oh J.C., Hono К., Furuhara T., Maki T. Effect of partitioning of Mn and Si on cementite in tempered Fe-0.6 mass% С martensite // Acta mater. 2007. N.55. P.5027-5038.

184. Смирнов C.B., Швейкин В.П. Пластичность и деформируемость углеродистых сталей при обработке давлением. Екатеринбург: УрО РАН, 2009. 255 с.

185. Макаров А.В, Саврай P.A., Малыгина И.Ю., Поздеева H.A. Влияние упрочняющей фрикционной обработки на механические свойства и особенности деформирования при статическом и циклическом нагружении низкоуглеродистой стали // ФХОМ. 2009. № 1. С. 92-102.

186. Головин Ю.И. Наноиндентирование и его возможности. М.: Машиностроение, 2009. 356 с.

187. Мильман Ю.В. Новые методики микромеханических испытаний материалов методом локального нагружения жестким индентором // Сучасне матеріалознавство XXI сторіччя. К.:"Наукова думка", 1998. 637 с.

188. Leyland A., Matthews A. Design criteria for wear-resistant nanostructured and glassy-metal coatings // Surface and Coatings Technology. 2004. Vol. 177-178. P. 317-324.

189. Штанский Д.В., Кулинич C.A., Левашов E.A., Moore J.J. Особенности структуры и физико-механических свойств наноструктурных тонких пленок // ФТТ. 2003. Т. 45. Вып. 6. С. 1122-1129.

190. Хрущов М.М., Бабичев М.А. Абразивное изнашивание. М.: Наука, 1970. 252 с.

191. Боуден Ф.П., Тейбор Д. Трение и смазка твердых тел. М.: Машиностроение, 1968. 543 с

192. Крагельский И.В. Трение и износ. М.: Машиностроение, 1968. 480 с.

193. Костецкий Б.И., Носовский И.Г., Караулов А.К. и др. Поверхностная прочность материалов при трении. Киев: Техника, 1976. 296 с.

194. Голего Н.Л. Схватывание в машинах и методы его устранения. Киев: Техника, 1966. 231с.

195. Словарь-справочник по трению, износу и смазке деталей машин под ред. И.М. Федорченко. Киев: Наук, думка, 1990. 264 с.