Формирование особой структуры и свойств поверхностного слоя сталей высокоскоростным деформирующим резанием тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Дегтярева Алла Григорьевна

• Дегтярева Алла Григорьевна
• кандидат наук
• 2023

Оглавление диссертации кандидат наук Дегтярева Алла Григорьевна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ВЫСОКОСКОРОСТНЫЕ МЕТОДЫ ПОВЕРХНОСТНОГО УПРОЧНЕНИЯ СТАЛЕЙ И ОСОБЕННОСТИ ПОЛУЧАЕМЫХ СТРУКТУР (ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР)

1.1. Влияние скорости нагрева на смещение критических точек Ас1 и Ас3

1.2. Смещение критических точек Ас1 и Ас3 в зависимости от исходной структуры материала

1.3. Смещение критических точек Ас1 и Ас3, как показатель механизма альфа-гамма превращения при нагреве сталей

1.4. Влияние предварительной пластической деформации на структуру материала при скоростных методах термической обработки

1.4.1. Влияние пластической деформации на феррит и цементит в стали

1.5. Влияние скорости нагрева и степени деформации на механизмы рекристаллизации

1.6. Влияние скорости нагрева и охлаждения на конечную структуру стали

1.6.1. Формирование структуры белого слоя

1.6.2. Влияние температуры отпуска на распад белого слоя

1.6.3. Аномальное ускорение диффузии при возникновении белого слоя

1.7. Влияние параметров резания на образование белого слоя

1.8. Особенности формирования упрочненного макрорельефа методом деформирующего резания

1.8.1. Технология деформирующего резания

1.8.2. Деформирующее резание как метод деформационного поверхностного

упрочнения

1.8.3. Деформирующее резание как метод поверхностной закалки

1.9. Выводы по ГЛАВЕ

ГЛАВА 2. МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1. Обоснование выбора материалов для исследования

2.2. Подготовка образцов и методы структурных исследований

2.2.1. Особенности пробоподготовки шлифов для исследования

2.2.2. Методика металлографических исследований, рентгено-фазового анализа, растровой и просвечивающей электронной микроскопии

2.3. Особенности измерения микротвердости образцов

2.4. Методика измерения удельной теплоемкости стали У8

2.5. Методика испытаний стали 40Х на сопротивление изнашиванию

2.6. Выводы по ГЛАВЕ

ГЛАВА 3. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ И СВОЙСТВА СТАЛИ 35 ПОСЛЕ ВЫСОКОСКОРОСТНОЙ ОБРАБОТКИ ДЕФОРМИРУЮЩИМ РЕЗАНИЕМ

3.1. Получение закаленных структур стали 35 деформирующим резанием

3.2. Изменение структуры и свойств поверхностного слоя стали 35 в результате сквозной и частичной закалки деформирующим резанием и последующего отпуска

3.3. Специфика структуры стали 35 после закалки деформирующим резанием

3.4. Влияние параметров деформирующего резания на получение закаленных структур поверхностного слоя стали

3.4.1. Структура и свойства поверхностного слоя стали 35, полученные при разных скоростях деформирующего резания

3.4.2. Структура и свойства поверхностного слоя стали 35 при воздействии ДР с разными подачами

3.5. Выводы по ГЛАВЕ

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА НА СТРУКТУРУ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ ТЕХНИЧЕСКОГО ЖЕЛЕЗА И СТАЛЕЙ 20, 40Х (35), У8 ПОСЛЕ ВОЗДЕЙСТВИЯ ДЕФОРМИРУЮЩИМ РЕЗАНИЕМ

4.1. Влияние углерода на фазово-структурное состояние и свойства поверхностного слоя технического железа и малоуглеродистой стали 20 при воздействии деформирующим резанием

4.2. Особенности структурного состояния и свойства поверхностного слоя стали 40Х после деформирующего резания (в сравнении со сталью 35)

4.3. Особенности упрочненной поверхности стали У8, сформированной в процессе деформирующего резания

4.4. Оценка неравновесности закалочных структур на основе измерения кажущейся теплоемкости методом динамической калориметрии

4.5. Влияние параметров деформирующего резания на получение закаленных структур поверхностного слоя стали 40Х

4.6. Выводы по ГЛАВЕ

ГЛАВА 5. ЦЕЛЕСООБРАЗНОСТЬ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ И ОЦЕНКА ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК СТАЛИ 40Х ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ ДЕФОРМИРУЮЩИМ РЕЗАНИЕМ

5.1. Влияние предварительной термической обработки на микротвердость поверхностного слоя стали 40Х

5.2. Оценка триботехнических характеристик стали 40Х после поверхностной обработки деформирующим резанием

5.3. Выводы по ГЛАВЕ

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ОСНОВНЫЕ СОКРАЩЕНИЯ И ОБОЗНАЧЕНИЯ

КПЭ - концентрированные потоки энергии

ППД- поверхностное пластическое деформирование

ТВЧ - токи высокой частоты

БС - белый слой

ДР - деформирующее резание

ТО - термическая обработка

МП - мартенситоподобная структура

Ф - феррит

П - перлит

А - аустенит

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия РЭМ - растровая электронная микроскопия ЭДА - энерго-дисперсионный анализ ДА - дифракционный анализ ТП - темнопольное изображение СП - светлопольное изображение

ПРЭМ - просвечивающая растровая электронная микроскопия ВРЭМ- электронная микроскопия высокого разрешения

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время получение новых материалов, обеспечивающих заданный комплекс физико-механических и эксплуатационных свойств, реализуется в процессе применения разнообразных способов воздействия, таких как закалка из жидкого состояния [1,2] , закалка токами высокой частоты (В. П. Вологдин, И. Н. Кидин [3], лазерное термоупрочнение (А.Г. Григорьянц [4]), электромеханическая обработка (Б.М. Аскинази, В.П. Багмутов) [5,6], закалка шлифованием (Бппквше1ег Е., Brockhoff Т) [7], специальное точение (В.Г.Карпенко, Ю.И. Бабей) [8] и др. Под влиянием экстремально высоких температур, скоростей нагрева и охлаждения, а также значительных степеней деформации, могут формироваться структурные состояния, принципиально отличающиеся от уже хорошо известных, полученных в результате традиционной термической обработки.

Многие из перечисленных обработок, как правило, приводят к упрочнению не всего изделия, а только его поверхностного слоя, либо имеются существенные ограничения по форме и размерам. К тому же, во многих случаях для поверхностного упрочнения применяется дополнительное дорогостоящее, как правило, энергоемкое нагревательное оборудование.

При высокоскоростной обработке деформирующим резанием (ДР) (Зубков Н.Н) [9], реализуемой на стандартном металлорежущем станке с использованием простого инструмента, за счет трения и пластической деформации температура в зоне обработки может достигать 1100 °С всего за 4 10-4с, что существенно сокращает время проведения термической операции. Последующее охлаждение со скоростью, выше критической Укр, происходит за счет отвода тепла в холодные слои заготовки без дополнительного использования охлаждающих жидкостей. Закономерно ожидать, что такие экстремальные воздействия должны проявляться особенно эффективно в случае закаливаемых материалов, таких, например, как стали. При этом структурное состояние, глубина и степень воздействия будут зависеть от содержания углерода. Кроме того, могут

образоваться метастабильные фазы или дисперсные состояния, обеспечивающие высокий уровень физико-механических и эксплуатационных характеристик. При высокоскоростных обработках на структурообразование влияет много факторов, поэтому точно предсказать, какие именно структурные изменения приведут к улучшению характеристик обработанной поверхности, практически невозможно. Более того, систематических исследований фундаментальной связи состав-структура-свойства для материалов после закалки ДР еще не проводилось.

В диссертационной работе основными объектами исследований выбраны техническое железо (0,02 мас. % С) и стали с содержанием углерода от 0,2 до 0,8 мас. %. Эти материалы хорошо закаливаются, их структурное состояние после обычной закалки хорошо изучено и, следовательно, особенности фазово-структурных превращений, привнесенные в процессе ДР, легче выявить. Подробное исследование структуры и свойств этих материалов после высокоскоростной обработки ДР (закалки ДР) может также иметь важное значение для понимания процессов в более сложных по составу легированных сталях и цветных сплавах.

В связи с этим, комплексное исследование структуры и свойств сталей с различным содержанием углерода при высокоскоростной обработке ДР позволит правильно формировать сочетание технологических параметров резания, необходимых для осуществления фазово-структурных превращений в зоне обработки, что, в свою очередь, приведет к повышению эксплуатационных свойств обработанных деталей.

Цель работы - повышение механических и эксплуатационных характеристик поверхностного слоя сталей, сформированного в процессе обработки высокоскоростным деформирующим резанием.

Для достижения поставленной цели решали следующие научно-технические задачи:

1. Установить влияние углерода на фазовый состав, морфологию и размер структурных составляющих, тонкой структуры поверхностного слоя

технического железа и сталей 20, 35, У8, 40Х методами оптической, электронной микроскопии и рентгено - фазового анализа.

2. Определить влияние отпуска в интервале температур от 100 до 600°С на структурное состояние и свойства поверхностного слоя сталей после воздействия ДР.

3. Определить влияние предварительной термической обработки на получение дополнительного эффекта упрочнения поверхностного слоя.

4. Установить влияние полученного за счет обработки ДР структурного состояния сталей 35, У8, 40Х на их свойства (микротвердость и сопротивление изнашиванию).

5. Сформулировать рекомендации по сочетанию технологических параметров ДР, обеспечивающих высокую твердость и износостойкость поверхностного слоя сталей 35, 40Х.

Научная новизна работы

1. Впервые экспериментально установлены отличия структурного состояния поверхностного слоя средне- и высокоуглеродистой сталей после высокоскоростной обработки ДР от структуры тех же сталей после стандартной объемной закалки:

- в среднеуглеродистой стали 35 присутствуют остаточный феррит с размером зерен в 20 раз меньше, чем до обработки; сфероидизированный, раздробленный и частично растворенный цементит; остаточный аустенит;

- в высокоуглеродистой стали У8 - наноразмерные мартенситоподобные пакетные структуры, кристаллы цементита размером до 10 нм на границах ферритных зерен.

2. Показано, что структурное состояние, сформированное в результате высокоскоростной обработки ДР в сталях 35 и У8, определяет высокий уровень твердости поверхностного слоя (в три раза выше, чем до обработки). Превышение микротвердости по сравнению с объемной закалкой при отпуске до температуры Т=600°С достигает 30%, а сопротивление изнашиванию для стали 40Х увеличивается в 1,7 раза.

3. Установлено, что эффект упрочнения достигается за счет наличия мартенситоподобных структур, изменения морфологии частично растворенного цементита, а также измельчения фаз вплоть до наноразмерного.

Практическая значимость работы

1. Даны рекомендации по сочетанию технологических параметров, обеспечивающих закалку ДР сталей 35, 40Х. Скорость резания должна быть не менее 4м/с в сочетании с подачей не более 0,1мм/об. Глубина резания практически не оказывает влияния на изменение структурного состояния и свойств поверхностного слоя.

2. По коэффициенту трения и относительной износостойкости поверхностный слой стали 40Х после закалки ДР не уступает свойствам, полученным после объемной закалки. При этом для простых цилиндрических поверхностей закалка методом ДР имеет более высокую производительность, низкое энергопотребление и позволяет избежать использования специализированного термического оборудования.

3. При высокоскоростной обработке ДР в высокоуглеродистых сталях следует учитывать износ инструмента, приводящий к появлению инородных включений в упрочненном слое, являющихся дополнительными концентраторами напряжений.

4. Практическая значимость диссертации подтверждена соответствующими актами: акт №0064/09-2255, выдан ПК «Салют» АО «Объединенная двигателестроительная корпорация» о возможном использовании технологии ДР для создания упрочненного слоя на направляющих колонках и втулках листового штампа; акт использования результатов диссертационной работы в учебном процессе в дисциплинах «Спецглавы механической и физико-технической обработки» и «Современные процессы механической и физико-технической обработки».

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование особой структуры и свойств поверхностного слоя сталей высокоскоростным деформирующим резанием»

Апробация работы

Результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на международных и российских конференциях и семинарах: Международной

научно-технической конференции «Инновационные машиностроительные технологии, оборудование и материалы» (МНТК ИМТОМ). Казань, 2015-2016; XI Международной научно-технической конференции Трибология -Машиностроению. Москва, 2016; Международных научных чтениях им. чл.-корр. РАН И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов». Москва, 2016; Международном семинаре МНТ-Х1У «Структурные основы модифицирования материалов». Обнинск 2017; XXVII Российской конференции «Современные методы электронной и зондовой микроскопии в исследованиях органических, неорганических наноструктур и нано-биоматериалов». Моск. обл., Черноголовка, 2018; 19-й международной школе-конференции «Новые материалы: перспективные технологии получения и обработки материалов». Москва, 2021 год.

Достоверность результатов

Результаты экспериментальных исследований получены с использованием комплекса современных методов, примененных на высоком экспериментальном уровне с использованием аттестованных приборов оптической, растровой и просвечивающей электронной микроскопии и рентгено - структурного анализа, а также оборудования для механических и трибологических испытаний.

Вклад автора

Личный вклад автора состоит в выполнении всех этапов диссертационного исследования: в составлении плана и постановки задачи научных исследований; научно-технической литературы; проведении металлографического анализа; участии в получении экспериментальных данных методами электронной микроскопии и рентгено-структурного анализа, обработке, обобщении и интерпритации результатов структурных исследований, а также механических и трибологических испытаний материалов; подготовке научных статей и докладов на конференциях.

Публикации

Основные положения диссертационной работы опубликованы в 9 научных работах в журналах из перечня ВАК РФ, в том числе 4 статьи опубликованы в

изданиях, индексируемых базой данных Scopus, 6 докладов в сборниках трудов конференций общим объемом 5,08 п.л. Объем и структура диссертации

Диссертация общим объемом 8,7 п.л. состоит из введения, 5 глав, заключения, списка литературы из 128 наименований. Работа изложена на 139 страницах машинописного текста, содержит 65 рисунков и 6 таблиц.

ГЛАВА 1. ВЫСОКОСКОРОСТНЫЕ МЕТОДЫ ПОВЕРХНОСТНОГО УПРОЧНЕНИЯ СТАЛЕЙ И ОСОБЕННОСТИ ПОЛУЧАЕМЫХ СТРУКТУР

(ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР)

Существует множество методов обработки поверхностных слоев материалов. По принципу воздействия эти методы можно разделить на физико-термический (лазерная, плазменная, пламенная закалки), электрофизический (электроимпульсная (закалка ТВЧ), электроэрозионная, ультразвуковая обработки) и механотермический (упрочняющее шлифование, специальное точение, поверхностное пластическое деформирование). Эти методы имеют свои особенности, преимущества и недостатки. Обработка поверхностным пластическим деформированием (ППД) основана на увеличении плотности дефектов кристаллической структуры материала [10]. ППД менее энергозатратна, по сравнению с термическими (химико-термическими) способами упрочняющей поверхностной обработки, к тому же, метод актуален для не закаливаемых сплавов. К основным недостаткам ППД относятся малая глубина упрочнения, неравномерное распределение твердости по толщине упрочненного слоя, возможное появление микротрещин (из-за превышения предельной плотности дислокаций) использование дорогостоящих приспособлений и подбор оптимальных режимов обработки.

Закалка ТВЧ является одним из самых высокопроизводительных методов поверхностного упрочнения металлов. Открытие и разработка технологических основ этого метода принадлежат талантливому русскому ученому В.П. Вологдину [3]. Серийное производство деталей с упрочнением поверхностного слоя закалкой ТВЧ, позволяет настроить процесс единожды и далее он будет автоматически повторяться, обеспечивая необходимое качество закалки. Экономичность процесса закалки деталей ТВЧ связана с тем, что нагревается только поверхность или зона, которую необходимо закалить, а не вся деталь. При закалке ТВЧ есть возможность точно рассчитать и регулировать глубину закаленного слоя. К достоинствам процесса также можно отнести

отсутствие окисления и обезуглероживания верхнего слоя, вследствие малого времени нагрева и практически отсутствия выдержки при высокой температуре, а быстрое охлаждение не дает большого коробления и поводок. Однако, при охлаждении спреером на поверхности могут возникать микротрещины.

В отличие от закалки ТВЧ лазерная закалка [4] не является объемной, а осуществляется с поверхности. Для этого метода характерно локальное температурно-силовое воздействие с высокими скоростями нагрева и охлаждения, которые приводят к специфическим фазовым и структурным превращениям в поверхностном слое с образованием метастабильных фаз, пересыщенных твердых растворов и даже аморфных структур. К достоинствам метода можно отнести отсутствие деформации в поверхностном слое, малое время воздействия, не требуется применение охлаждающей среды. Недостатком является высокая стоимость оборудования и энергозатратность.

Закалку шлифованием, наряду с лазерной закалкой, классифицируют как процесс кратковременной термической обработки, т.е. относят к методам температурно-силового воздействия концентрированными потоками энергии

7 8

(КПЭ). Скорость нагрева для закалки шлифованием стали оценивается в 10'-108 °С/с, а время воздействия - меньше одной секунды. Этот процесс был изобретен в 1996 г. Бринксмайер и Брокхофф [7]. В отличие от вышеперечисленных методов, для которых требуется специальное оборудование, закалку шлифованием легко включить в технологический цикл и использовать в качестве механической обработки.

Поверхностное упрочнение шлифованием проводят для термически обрабатываемых среднеуглеродистых, низколегированных и

шарикоподшипниковых сталей. Глубина закаленного слоя составляет приблизительно 0,5 мм. Исследования показали, что степень упрочнения зависит от химического состава, исходной микроструктуры стали, характеристик шлифовального круга и параметров процесса.

Микротвердость поверхностного слоя стали 45, упрочненной щлифованием может быть разной: от 250НУ [11] до 700НУ [12] и даже 1000НУ (в случае

использования жидкого азота в качестве охлаждающей среды) [13]. Для низколегированной стали с хромом (40Х) твердость может составлять до 750 НУ с глубиной упрочненного слоя до 1,6 мм [14].

Поверхностное упрочнение шлифованием обычно проводят на сталях с содержанием углерода не менее 0,3%. Однако, в работе [15] показана возможность упрочнения низкоуглеродистой стали 20.

Упрочнение поверхности шлифованием в основном проводят на предварительно термообработанных заготовках (в отожженном или отпущенном состоянии). Однако, в работе [15] показано, что в стали ШХ15 после объемной закалки можно получить более глубокие упрочненные слои, по сравнению с отожженным состоянием. Это связано с тем, что закаленная структура материала превращается в аустенит при более низких температурах, обеспечивая большую глубину слоя. Салонит и Криссолурис [16] предположили, что глубина слоя будет максимальной при условии, когда температура поверхности достигнет температуры плавления.

К недостаткам поверхностной закалки шлифованием цилиндрических деталей можно отнести появление зон перекрытия. Зона перекрытия возникает в случае, когда шлифовальный круг «возвращается» в точку ввода и уже охлажденная область повторно нагревается, происходит отпуск, что приводит к снижению твердости.

Развитие и распространение новых технологий, основанных на температурно-силовом воздействии на конструкционные материалы, привело к подъему научных исследований, связанных со спецификой структурных и фазовых превращений при высокоскоростных методах поверхностного упрочнения. Такие методы, как правило, приводят к упрочнению не всего изделия, а только его поверхности. Именно свойства поверхности определяют износостойкость, коррозионную стойкость, контактную выносливость усталостную прочность и другие эксплуатационные характеристики деталей [1720]. Исследования высокоскоростных методов ведутся на протяжении многих лет, но до сих пор не существует однозначного вывода о структурном состоянии

и свойствах поверхностного слоя, возникающих в результате этих обработок.

Целью литературного обзора является обобщение особенностей структурных и фазовых превращений, проявляющихся при высоких и сверхвысоких скоростях нагрева и охлаждения.

1.1. Влияние скорости нагрева на смещение критических точек Ас1 и

Асз

Превращение перлита в аустенит при температуре Ас1 в соответствие с диаграммой Fe-C может происходить при очень медленном нагреве. При обычных условиях превращение опаздывает и необходимо металл перенагреть. Перенагретый перлит с разной скоростью, в зависимости от степени перенагрева, превращается в аустенит [21]. Появлению аустенита способствует наличие флуктуаций состава на межфазной границе феррито-цементитной (Ф-Ц) смеси или ферритных (Ф) зерен [21, 22]. Если зерно аустенита (А) граничит с Ф-Ц смесью, то внутри зародыша устанавливается градиент концентраций. Выравнивающая диффузия понижает концентрацию углерода на границе аустенит-цементит (А-Ц). При этом на границе феррит-аустенит (Ф-А) повышается концентрация углерода в аустените. Аустенитное зерно растет как в сторону феррита, так и в сторону цементита. При образовании зародыша А внутри Ф зерен, выравнивающая диффузия приводит к растворению карбида на границе с Ф, а на границе Ф-А идет превращение феррита в аустенит. Рост аустенитного зерна продвигается в сторону феррита [23]. При медленном печном нагреве перлитно-аустенитное превращение заканчивается, когда исчезают ферритные промежутки перлита, а цементит продолжает растворяться. В итоге состав аустенита неоднороден. Там, где раньше находился цементит-концентрация углерода повышена. Для получения гомогенного аустенита требуется дополнительное время.

При высоких скоростях нагрева фазовое превращение альфа-гамма (а^у) сдвигается в область более высоких температур. Интервал температур, при которых протекает превращение тем шире, чем больше скорость нагрева [24].

Никишов Н.А. и др. [25] приводят данные, полученные дилатометрическим методом с использованием индукционного нагрева ТВЧ со скоростями от 9 до 100°С/с, для стали 40Х с феррито-перлитной структурой. Отмечено, что температура Ас1 при увеличении скорости нагрева не изменяется. Эти сведения согласуются с более ранними данными термического анализа [26, 27]. Однако, в работе [28] при использовании комплексной методики для изучения превращений при быстром нагреве было отмечено повышение точки Ас1 при увеличении скорости нагрева [29]. При этом Ас3 заметно повышается от 785 °С при обычном печном нагреве до 835°С при скорости нагрева 100°С/с. Для развития а^-у превращения, особенно в ферритных участках исходной структуры по нормальному (диффузионному) механизму требуется определенное время, а при его сокращении, в связи с возрастанием скорости нагрева, необходимо повышение температуры, что и предопределяет повышение Ас3. Кроме того, растворение карбидов отстает от процесса образования аустенита, что также может тормозить механизм а^-у превращения и косвенно вызывать повышение Асз.

1.2. Смещение критических точек Ас1 и Ас3 в зависимости от исходной структуры материала

Данные эксперимента, проведенного на стали У8А в 3-х исходных состояниях: закаленном, нормализованном и отожженном на зернистый перлит, скоростным дилатометрическим анализом [30, 31], показывают, что темп подъема критических точек в значительной мере зависит от исходной структуры, обнаруживая тем большую зависимость от скорости нагрева. Причину объясняют в «затягивании» процессов диффузии углерода в более грубой структуре, по сравнению с мелкодисперсной из-за больших путей диффузии и в резкой зависимости зарождения центров аустенита от степени дисперсности цементита (т.е. чем грубее структура, тем выше должна быть температура аустенитного превращения при равных скоростях нагрева). Авторы подтверждают ранее установленную закономерность повышения критических точек при увеличении

скорости нагрева [32]. Для образцов с исходной структурой мартенсита при повышении скорости нагрева до 36 °С/с обе температуры (Ас1 и Ас3) одновременно снижаются, сохраняя при этом межкритичный интервал. Этот эффект понижения критических точек, при увеличении скорости нагрева для метастабильных структур, отмечается во многих работах [33, 34].

1.3. Смещение критических точек Ас1 и Ас3, как показатель механизма альфа-гамма превращения при нагреве сталей

Смещение критических точек вверх по температурной шкале - признак того, что процесс роста первых порций аустенита контролируется диффузией углерода. Стабилизация критической точки при увеличении скорости нагрева свидетельствует о бездиффузионном альфа-гамма превращении. Смена механизма превращения сопровождается изменением его температуры и длительности [35].

Большая скорость нагрева дает возможность реализовать по сдвиговому механизму бездиффузионный механизм образования аустенита, по крайней мере, частичный [36].

В работе [28] показана критическая скорость перехода Fea^ FeY по бездиффузионному механизму для незакаленной углеродистой стали со структурой грубозернистого перлита. Она составляет 7 104-8 104 К/с, а для закаленной - порядка миллиона градусов в секунду. Основной особенностью метастабильного аустенита, который образовался по бездиффузионному механизму, является то, что он содержит столько же углерода, сколько в феррите. В доэвтектоидных сталях 35, 45 бездиффузионный Fea^ FeY переход возможен при меньших скоростях нагрева, он более вероятен, чем в эвтектоидных. В этом случае свободный феррит аллотропически превращается в аустенит.

Бабей Ю.И в работе [36] на примере доэвтектоидных, эвтектоидных и заэвтектоидных сталей и чугуне, показал, что при импульсном упрочнении эвтектоидная часть структуры превращается по обычному диффузионному механизму, избыточные фазы феррит и цементит как по диффузионному, так и по

бездиффузионному механизму. В доэвтектоидных сталях сначала происходит диффузионное превращение перлита в аустенит, а потом, выше температуры 1170 К, бездиффузионное превращение избыточного феррита. В заэвтектоидной стали и чугуне совершается диффузионное превращение перлита в аустенит, а при температуре выше 1420 К превращение аустенито - цементитной смеси в расплавленный эвтектический чугун.

1.4. Влияние предварительной пластической деформации на структуру материала при скоростных методах термической обработки

В работе [35] отмечается, что при скоростной обработке определяющее влияние на температуру гомогенизации стали оказывает исходное структурное состояние стали. Чем более дисперсны такие структурные элементы, как карбиды и, чем выше плотность структурных несовершенств в а-матрице, тем ниже температура гомогенизации аустенита. Высокоскоростной нагрев повышает температуру и уменьшает время образования аустенита, это приводит к увеличению отношения скоростей его зарождения и роста. Поэтому, аустенит, получаемый при быстром непрерывном нагреве, мелкозернистый и характеризуется высокой однородностью зерен по размеру.

Наличие большого количества дефектов к началу превращения также увеличивает вероятность зарождения новой фазы [37]. Уменьшение времени окончания этапов аустенизации зависит от температуры, дисперсности исходной структуры, скорости нагрева (чем выше - тем меньше времени) [23].

Скоростной нагрев позволяет использовать эффект неполной гомогенизации для упрочнения стали. В этом случае достигается определенное заданное структурное и концентрационное состояние аустенита, последующая закалка способствует получению особой структуры, состоящей из малоуглеродистого мартенсита, который гетерогенизирован нерастворившимися при нагреве высокодисперсными карбидами.

Применение предварительной пластической деформации при механо-электротермической обработке [38] позволяет усилить эффект упрочнения за счет

частичного наследования аустенитом дефектной структуры а-фазы. При нагреве с повышенными скоростями холоднодеформированных сталей частично подавляется развитие рекристаллизационных процессов в а-области [39]. Вследствие этого в а^-у превращение вовлекается ферритная матрица с повышенной плотностью дефектов кристаллического строения, что вызывает возрастание скорости зародышеобразования и способствует получению мелкозернистого и однородного по размерам зерен аустенита. Дополнительный вклад в измельчение зерна аустенита и диспергирования конечной структуры вносит барьерное действие частиц карбидной фазы, не растворившихся в процессе образования аустенита [40]. Помимо влияния исходной структуры и предварительной пластической деформации, на дисперсность конечной структуры стали существенное влияние оказывает скорость нагрева. Исследования ряда авторов, посвященных изучению скорости нагрева свидетельствуют, что повышение скорости нагрева приводит к увеличению, дисперсности структур стали [24, 25, 41].

1.4.1. Влияние пластической деформации на феррит и цементит в

стали

Высокотемпературная пластическая деформация аустенита (перед фазовым превращением аустенит-феррит при охлаждении) оказывает существенное влияние на изменение микроструктуры при этом превращении. К тому же, на основные процессы фазового превращения и механизмы их осуществления влияют дефекты структуры, приобретенные в результате предшествующей пластической деформации. Это позволяет получать очень дисперсный феррит в сталях. В работах современных авторов Umemoto et al., 1983, 1992; Aaronson et al., 1988; Bengochea et al., 1998; Hanlon et al., 2001; Lan et al., 2005; Xiao et al., 2006; Fazeli and militzer, 2006 [42-47] показано, что увеличенная плотность дефектов в исходной структуре влияет как на кинетику превращения, так и на дисперсность полученной микроструктуры.

Пластическая деформация стали в аустенитном состоянии может привести также к образованию полос сдвига - это области, в которых деформация происходит наиболее сильно. В работе Инь и др. [48] показано, что зарождение зерен феррита происходит как на границах аустенитных (А-зерен) так и в полосах сдвига.

Существенное влияние на образование феррита оказывает и характер границ зерен. Пластическая деформация вызывает значительные скопления дислокаций вблизи границ и на границах зерен [49]. Из-за разницы в ориентации соседних зерен (т.е., по-разному ориентированных системах скольжения) локальная пластическая деформация приводит к внутренним напряжениям.

В работе [50] сказано, что сильно деформированный цементит имеет чрезвычайно низкую концентрацию углерода.

Используя просвечивающую электронную микроскопию с атомным зондом, авторы [51] показали, что чрезвычайно мелкие (4 нм) частицы цементита в сильно деформированных смесях феррита и цементита содержат только 16 ат.% углерода. Концентрация повышается до 25 ат.% при отжиге смеси (для уменьшения количества дефектов и укрупнения цементита). Утверждается, что деформация вносит в цементит дефекты (вакансии), что приводит к снижению концентрации углерода. Однако, не сказано, сохраняет ли такой цементит (содержащий большое отклонение от стехиометрии) орторомбическую

кристаллическую решетку.

Установлено, что удельный объем цементита, находящегося в равновесии с ферритом при комнатной температуре больше, чем рассчитанный (с использованием измеренных параметров решетки). Это указывает на отклонение от стехиометрического состава [52]. Аналогичные выводы были сделаны для быстро охлаждаемых высокоуглеродистых сплавов [53].

1.5. Влияние скорости нагрева и степени деформации на механизмы рекристаллизации

Рекристаллизация — это процесс, который при нагреве металла приводит к

возможности перемещения большеугловых границ зерен. Рекристаллизация может проходить после деформации, как полиморфное либо другие виды фазовых превращений при нагреве. При полиморфном превращении рекристаллизация включает 2 стадии: зарождение новой фазы с иной решеткой и рост зерен новой фазы, в начале за счет исчезающей, а затем за счет друг друга. Матрица и зерна новой фазы могут испытывать фазовый наклеп (из-за разницы удельных объемов старой и новой фаз), который может привести к тому, что вслед за завершением фазовой перекристаллизации или параллельно с ней проходит первичная, а затем и собирательная рекристаллизация [54].

Экспериментально доказано [55], что при увеличении скорости нагрева происходит подавление процессов возврата и совмещение их по времени и температуре с процессом рекристаллизации, температуры начала ^ и конца 1к первичной рекристаллизации непрерывно повышаются, причем по мере увеличения скорости нагрева повышение этих температур по степени замедляется, а при 400-600 °С/сек практически не изменяется.

При всех степенях деформации с увеличением скорости нагрева ^ и 1к рекристаллизации увеличиваются (например, у технического железа на 70-100 °С, а температурный интервал рекристаллизации технического железа составляет 3570 °С). Установлено, что при постоянной скорости нагрева увеличение степени деформации приводит к сильному понижению температур ^ и 1к. По мере роста степени деформации понижение ^ и 1к постепенно замедляется, а при е = 40% практически не изменяется. При больших степенях деформации (более 40%) на технически чистых металлах увеличение скорости нагрева от 10 до 400-500 град/с приводит к измельчению зерна в 1,5-2 раза. Дальнейшее увеличение скорости не вызывает изменения в размере зерна. Уменьшение величины зерна при увеличении скорости нагрева обусловлено не только повышением температурного интервала рекристаллизации, но также подавлением возврата при высокоскоростном нагреве и связанным с ним увеличением скорости начальной стадии рекристаллизации.

В статье [56] авторы сравнивают поведение предварительно

деформированной со степенью 8=50% стали 36НХТЮМ5 при нагреве с разными скоростями 300 °С/с и 600 °С/с. Показано, что температура начала первичной рекристаллизации не изменяется; при более скоростном нагреве увеличивается температурный интервал окончания первичной рекристаллизации. При 300° С/с (начало первичной рекристаллизации - 1050°С, конец первичной рекристаллизации -1150°С), средний размер зерна ~ 3мкм. При 600°С/с (начало и конец первичной рекристаллизации соответственно 1050-1200 °С) в момент начала рекристаллизации новые зерна заметно меньше ~ 2мкм. Увеличение температурного интервала связано, по - видимому с меньшим временем пребывания сплава в зоне рекристаллизационных температур. При высокоскоростном нагреве сплава 36НХТЮМ8 с разными степенями деформации (8=50% и 8=80%) выполняются общеизвестные закономерности: при увеличении степени исходной деформации температурный интервал первичной рекристаллизации снижается и формируется более мелкозернистая структура. Авторы делают вывод, что процесс первичной рекристаллизации, протекающий в условиях высокоскоростного нагрева, обеспечивает формирование однородной мелкозернистой структуры, устойчивой к собирательной рекристаллизации при дальнейшем повышении температуры.

1.6. Влияние скорости нагрева и охлаждения на конечную структуру

стали

1.6.1. Формирование структуры белого слоя

Высокоскоростные методы воздействия на материал зачастую приводят к получению структур, во многом не соответствующим принятым нормам термической обработки. Такие структуры обладают уникальными свойствами, имеют высокую твердость, резко отличаются от структуры основного металла, не поддаются травлению. Их называют по-разному: белый слой, гарденит, белая полоса, зона вторичной закалки, вторичные структуры, белые нетравящиеся слои и т.д. - в сущности речь идет об одном и том же [57]. Для удобства, из всего

многообразия терминов, будем называть такие структуры белым слоем (БС). В литературе термин БС применяется к чрезвычайно твердым слоям, которые проявляются белым под микроскопом и образуются в материалах на основе железа под воздействием различных факторов [58]. На практике БС встречается в следующих процессах: при эксплуатации изделий, работающих в условиях изнашивания, в процессе механической обработки заготовок, при резании, шлифовании, в различных процессах лезвийной обработки, закалке точением и шлифованием, в процессах поверхностного упрочнения и т.д. [59].

Среди основных факторов, влияющих на образование БС выделяют следующие: деформация, скорость деформирования, скорость нагрева, скорость охлаждения, местные условия в области воздействий. [60] Один из механизмов, способствующих формированию БС это сочетание высоких локальных температур, достаточных, чтобы стать причиной аустенизации, и быстрое охлаждение, необходимое для последующих фазовых превращений.

В процессах механической обработки стали скорости нагрева в контактных слоях подрезаемой стружки, могут достигать 103...106 °С/сек (соответствует скорости нагрева при поверхностной закалке лазером) и за время контакта с инструментом, которое при резании составляет сотые и тысячные доли секунды, возможен нагрев до температур выше критических точек фазовых превращений. В работе [61] рассмотрены вопросы возникновения качественных БС. Авторы считают, что для их получения необходим импульсный нагрев со скоростями 105-106 К/с до температур фазовых превращений (выше Ас3), вплоть до температуры плавления. Высокоскоростной нагрев обусловливает получение сверхмелкозернистой структуры стали, за счет увеличения числа образующихся аустенитных зародышей, а малая длительность нагрева предотвращает их рост. Неоднородный аустенит, полученный во время высокоскоростного нагрева, в отличие от гомогенного будет иметь критическую скорость (Укр) выше, это объясняется тем, что обедненные углеродом участки аустенита, бывшие до нагрева ферритом имеют период устойчивости переохлажденного аустенита меньше, а значит Укр больше, чем обогащенные, т.е. участки бывших перлитных

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Дегтярева Алла Григорьевна, 2023 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Судзуки К., Фудзимори Х., Хасимото К. Аморфные металлы / Под ред. Ц. Масумото. М.: Металлургия, 1987. 328 с.

2. Глезер А. М. Методы упрочнения современных материалов путем экстремальных воздействий / А. М. Глезер // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2021. № 3. С. 81-89.

3. Вологдин B. П., Кидин И. Н. К 125-летию со дня рождения В. П. Вологдина // Металлообработка. 2006. № 1(31). С. 48-52.

4. Григорьянц А. Г. Основы лазерного термоупрочнения сплавов / А. Г. Григорьянц, А. Н. Сафонов. 3-е изд. стереотипное. Москва-Берлин: Директ-Медиа. 2021. 158с.

5. Аскинази Б.М. Упрочнение и восстановление деталей машин электромеханической обработкой / М.: Машиностроение. 1989. 197 с.

6. Электромеханическое упрочнение металлов и сплавов / В. П. Багмутов, С. Н. Паршев, Н. Г. Дудкина [и др.]. - Волгоград: Волгоградский государственный технический университет, 2016. 460 с.

7. Brinksmeier E., Brockhoff T. Utilization of grinding heat as a new heat treatment process // Ann. CIRP. 1997. 45 (1). 283-286.

8. Карпенко Г.В., Бабей Ю.И., Карпенко И.В., Гутман Э.М. Упрочнение стали механической обработкой / К. Наукова думка. 1966. 202 с.

9. Особенности закалочного деформирующего резания/ Зубков Н.Н. [и др.] // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). 2018. Вып. 20. № 2. С. 35-49.

10. Messerschmidt U. Dislocation dynamics during plastic deformation. Berlin: Springer-Verlag, 2010. 502 p. 5. Shetty M.N. Dislocation and mechanical behaviour of materials. Delhi: PHI Learning Private Limited, 2013. 975 p.

11. Zurita O, Acosta A, Moreno D Superficial hardening in the plane grinding of AISI 1045 steel. // J Mater Eng Perform. 2003. 12(3): 298-303.

12. Nguyen T, Zarudi I, Zhang LC Grinding-hardening with liquid nitrogen //

Int J Mach Tools Manuf 2007. 47:97-106 12.

13. Nguyen T, Zhang LC Grinding-hardening using dry air and liquid nitrogen // Int J Mach Tools Manuf. 2010. 50:901-910.

14. Yang G, Han Z, Du C External grind-hardening experiments and its grinding force. J Shanghai Univ (English Ed). 2009. 13(2): 169-173.

15. Brockhoff T Grind-hardening: a comprehensive view // CIRP Ann Manuf Technol. 1999. 48(1):255-260.

16. Salonitis K, Chryssolouris G Thermal analysis of grind-hardening process // Int J Manuf Technol Manage. 2007. 12(1/2/3): 72-92.

17. Сулима А.М., Шулов В.А., Ягодкин Ю.Д Поверхностный слой и эксплуатационные свойства деталей машин / М: Машиностроение. 1988. 240 с.

18. Рыжов Э.В., Суслов А.Г., Федоров В.П. Технологическое обеспечение эксплуатационных свойств деталей машин / М: Машиностроение. 1979. 176 с.

19. Гусенков А.П. Методы и средства упрочнения поверхностей деталей машин / М: Наука. 1992. 405 с.

20. Когаев В.П., Дроздов Ю.Н. Прочность и износостойкость деталей машин / М: Высшая школа. 1991. 319 с.

21. Гуляев А.П. Металловедение / М: Металлургия. 1966. 480с.

22. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке стали / М: Металлургиздат. 1962. 268 с.

23. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов / М.: Металлургия. 1986. 480 с.

24. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов / М.: Металлургия. 1979. 320 с.

25. Никишов Н. А, Соколов А.М., Ульянов В.Г. Влияние скорости нагрева на критические температуры альфа-гамма превращения в стали 40Х // МиТОМ. 1991. №2. С. 2-4.

26. Садовский В.Д, Сазонов Б.Г. К вопросу о влиянии скорости нагрева на положение критических точек при нагреве стали // ЖТФ. 1951. Вып. 21. № 6. С. 693-703.

27. Гриднев В.Н. К вопросу о механизме и кинетике превращения перлита в аустенит при высоких скоростях нагрева // ЖТФ. 1951. Вып. 21. № 4. С. 473-481.

28. Гриднев В.Н. Физические основы электротермического упрочнения стали / Гриднев В.Н [и др.] // Киев: Наукова думка. 1973. 436 с.

29. Залкин В. М. О некоторых дискуссионных вопросах кинетики превращения перлита в аустенит при нагреве стали // МиТОМ.1986. № 2. С. 14 -19.

30. Критические точки чистого железа при скоростном электронагреве/ В.Н. Гриднев [и др.] // Вопросы физики металлов и металловедения. К. 1964. №18. С. 96-99.

31. Гриднев В.Н., Ошкадеров С.П. Критические точки сплавов железа при быстром нагреве // Фазовые превращения: сб. статей. - К. 1970. №27. С. 8487.

32. О механизме образования аустенита при высоких скоростях нагрева/ В.Н.Гриднев [и др.] // ВКН: Вопросы физики металлов и металловедения. Изд-во АНУ ССР. К. 1964. С.107.

33. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах / М.: Металлургия. 1982. 128 с.

34. Microstracture and tensile properties of intercritically quenched 0,3 C -Cr - Mn - Si steel/ T.C. Lei [et al.] // Materials Science and Technology. 1985. Vol. 1. №2. P. 104-110.

35. Гриднев В.Н, Ошкадеров С.П. Применение скоростной термической обработки для повышения конструктивной прочности сталей // МиТОМ. 1987. № 11. С. 19-23.

36. Бабей Ю.И. Физические основы импульсного упрочнения стали и чугуна / К: Наукова думка. 1988. 238 с.

37. Даниленко В.М., Минаков В.Н. Моделирование кинетики образования аустенита при ускоренном нагреве железа и его сплавов // ФММ. 1979. Вып. 47. № 5. С. 962-966.

38. Образование зеренной структуры аустенита при быстром нагреве деформированной стали при механо-электротермической обработке / В.Н. Гриднев В.Н [и др.] // К.: Препринт/АН УССР, ИМФ. 1977. 42 с.

39. Ошкадеров С.П. Превращения при быстром нагреве стали с исходной неравновесной структурой // Фазовые и структурные превращения и метастабильные состояния в металлах. Сборник. К.: Наукова думка. 1988. С. 76100.

40. Садовский В.Д. Новые пути упрочнения стали // Вестник Академии наук СССР. М.: Наука. 1971. № 11. С. 70-75.

41. Механо-электротермическая обработка низколегированных сталей с 0,3-0,6%С / И. Длоуги [и др.] // МиТОМ. 1995. № 3. С. 37-40.

42. Aaronson H.I., Umemoto M., Furuhara T., and W.T. Reynolds Thermec 88, Int. Conf. on Physical Metallurgy of Thermomechanical Processing of Steels and Other Metals, I. Tamura ed., Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo. 1988. vol. 1. pp. 80-89.

43. Umemoto M., Ohtsuka H. and Tamura I. Transformation to pearlite from workhardened austenite // Trans ISI Japan 23. 1983. Р. 775.

44. Computer simulation of phase transformation from work-hardened austenite / М. Umemoto [etc.] // ISIJ Int. 32, 306. International conference on physical metallurgy of thermomechanical processing of steels other metals, vol. 1. Tokyo: iron and Steel institute of Japan, 80.

45. Microstructural evolution during the austenite-to-ferrite transformation from deformed austenite/ R. Bengochea [et al.] // Metall. Trans. 29a. 1998. pp. 417.

46. Hanlon D.N., Sietsma J. and van der Zwaag S. The effect of plastic deformation of austenite on the kinetics of subsequent ferrite formation // ISIJ Int. 41. 2001. P. 1028.

47. Coupled simulation of the influence of austenite deformation on the subsequent isothermal austenite-ferrite transformation/ N.M. Xiao [et al.] // Acta Mater. 2006. 54. P. 1265.

48. Influence of deformation on transformation of low carbon and high Nb-

containing steel during continuous cooling/ S.B. Yin [et al.] // J. Iron and Steel Res. Intern. 2010. 17. P.43.

49. Calcagnotto, m., Ponge, D., Demir, e. and Raabe, D. Orientation gradients and geometrically necessary dislocations in ultrafine grained dual-phase steels studied by 2D and 3D eBSD/ M.Calcagnotto [et al.] // Mat. Sci. Eng. 2010. 527. P. 2738.

50. H. K. D. H. Bhadeshia Cementite / International Materials Reviews, 2020. 65, pp. 1-27.

51. Hong M.H, Reynolds WT Jr., Tarui T, et al. Atom probe and transmission electron microscopy investigations of heavily drawn pearlitic steel wire. Metall Mater Trans A. 1999. 30, p.p. 717-727.

52. Kayser FX, Sumitomo Y. On the composition of cementite in equilibrium with ferrite at room temperature. J Phase Equilib. 1997. 18. P. 458-464.

53. Battezzati L, Baricco M, Curiotto S. Non-stoichiometric cementite by rapid solidification of cast iron. Acta Mater. 2005. 53. P.1849-1856.

54. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов / М.: Металлургия. 1978. 568 с.

55. Иванов В.И., Осипов К.А. Возврат и рекристаллизация при быстром нагреве / М.: Наука. 1964. 86 с.

56. Исследование процесса рекристаллизации деформированных пересыщенных твердых растворов в условиях высокоскоростного нагрева./ О.М. Ховова [и др.] // МиТОМ. 2002. № 10. С. 5-6.

57. Bulpet R. The characterisation of white-etching layers formed on engineering steels: thesis submitted for a degree of Doctor of Philisophy. Brunel Technological Institute. 1990. 248 рр.

58. Machining fundamentals and recent advances / edited by J. Paulo Davim. Springer. 2008. 361 pp.

59. Кудряков О. В. Природа «белых слоев» и принципы их целенаправленного использования в технологиях упрочнения металлических сплавов: дис. ... д-ра техн. наук. Ростов-на-Дону. 2000. 361 с.

60. Surface Integrity in Machining / edited by J. Paulo Davim. Springer. 2010.

213 рр.

61. Стабильность структурообразования стали при алмазно-искровом шлифовании (АИШ) / А.Л. Плотников [и др.] // ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ. Вып. 7. № 13. С. 92-94.

62. Завьялов А.С. Гольдштейн Л.Я. О строении бесструктурного мартенсита (гарденита) // ЖТФ. 1953. Вып. 5. № 5. С. 817-821.

63. Mc Intire H.O., Manning E.K. Produucing martenite by impact // Met Prog. 1958. Vol. 74. №5. P.94-95.

64. Савицкий К.В. Коган Ю.И. Деформация трением переохлажденного аустенита углеродистой стали // Трение и износ в машинах. 1962. Вып.15. С. 211 -226.

65. О структуре белой фазы/ Л.С. Палатник [и др.] // ФММ. 1956. Т.2. Вып.2. С. 285-287.

66. Некоторые особенности структуры белых слоев/ В.Д. Кузнецов [и др.] // ФММ. 1963. Вып. 1. № 15. С. 145-147.

67. Буров Л.М. Распад сильно пересыщенных твердых растворов на основе алюминия // Изв. Вузов. Физика. 1964. № 3. 35 с.

68. Влияние белого слоя на износостойкость стали 50Х / Ю.И. Бабей [и др.] // ФХММ. 1971. Вып. 5. С. 7-10.

69. Влияние белого слоя на стойкость стали 40Х против абразивного изнашивания/ В.М. Голубец [и др.] // ФХММ. 1972. Вып. 3. С. 102.

70. О некоторых особенностях взаимодействия луча лазера с металлами/ Г.В. Пляцко [и др.] // ФХММ. 1971. № 3. С. 102-106.

71. Бабей Ю.И. Об аномальном ускорении диффузии при образовании белых слоев // ФХММ. 1975. Вып. 1. № 4. С. 20-22.

72. Шевченко С.М. Изменения концентрации углерода в поверхностном слое стали в процессе алмазно-искрового шлифования // Вестник Саратовского государственного технического университета. 2011. Вып. 2. № 2 (56). С. 182-185.

73. Отпуск стали после закалки при индукционном нагреве / Кидин И.Н, Маршалкин А.Н. // В кн.: Металловедение и термическая обработка. М.:

Металлургиздат. 1962. С. 154-167.

74. Скоростное фрезерование / А. В. Щеголев [и др.] / Машгиз. М. 1949.

56 с.

75. Исаев А.И. Влияние технологических факторов на остаточные напряжения в поверхностном слое при точении конструкционных сталей / М.: Машиностроение. 1957. 112 с.

76. Маталин А.А. Технологические методы повышения долговечности деталей машин / К.: Техника. 1975. 142 с.

77. А.М. Сулима, В.А. Шулов, Ю.Д. Ягодкин. Поверхностный слой и эксплуатационные свойства деталей машин / М.: Машиностроение. 1988. 239 с.

78. Исаев А.И. Влияние технологических факторов на остаточные напряжения в поверхностном слое при точении конструкционных сталей / М.: Машиностроение. 1957. 112 с.

79. Зубков Н.Н. Разработка и исследование метода деформирующего резания как способа формообразования развитых макрорельефов: дис. ... д-ра техн. наук. Москва. 2001. 478 с.

80. Зубков Н. Н. Перспективы использования метода деформирующего резания // Сборник статей международной научно - практической конференции «Современные наукоемкие технологии: приоритеты развития и подготовка кадров». Казань: Изд-во Казан. гос. техн. ун-та. 2014. С. 42-46.

81. Митин Е.В., Ельчинов В.П. Новые нержавеющие кожухотрубные конденсаторы водяного охлаждения: сочетание эффективности и надежности / Холодильный бизнес. 2014. Вып. 1. С. 16-22.

82. Использование штырьковых структур нового типа для охлаждения электронной аппаратуры / Н.Н.Зубков [и др.] // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Машиностроение. 2014. №2. С. 70-79.

83. Продольные капиллярные каналы для тепловых труб / А.Н. Абросимов [и др.] // Прикладная физика. 2010. Вып. 1. С. 123-125.

84. Shetty M.N. Dislocation and mechanical behaviour of materials // Delhi: PHI Learning Private Limited. 2013. 975 с.

85. Пашинская Е.Г. Физико-механические основы измельчения структуры при комбинированной пластической деформации / Донецк: Вебер. 2009. 352 с.

86. Связь коэффициента упрочнения и пластической деформации аустенитной стали Гадфильда/ А.М. Жилкашинова [и др.] // Вестник науки Сибири. 2011. № 1. С. 686-690.

87. Шуляк Я.И. Разработка и исследование способа деформационного упрочнения поверхностей деталей методом деформирующего резания: дис. ... канд. техн. наук. Москва. 2017. 230 с.

88. Зубков Н.Н., Овчинников А.И., Васильев С.Г., Симонов В.Н., Хасянов М.А. Патент на изобретение №2015202. РФ. Способ упрочнения поверхности детали / Изобретения. 1994. №12.

89. Васильев С. Г., Шуляк Я. И. Изменение твердости поверхности детали методом механической обработки // Известия ВУЗов. Сер. Машиностроение. 2011. №11. С. 77-82.

90. GuoY., Janowski G. Microstructural Characterization of White Layers by Hard Turningand Grinding // Trans. NAMRI/SME, XXXII. 2004. Р. 367-374.

91. Y.B. GuoandA.W. Warren Microscale Mechanical Behavior of the Subsurface by Finishing Processes // ASMEJ. Manuf. Sci. Eng. 2004. №127. Р. 333338.

92. Experimental Investigation of Hard Turning / S. Naik [et al.] // 2-ndInt. Mach. &Grinding Conf., Dearborn, MI. 1997. Р. 224-308.

93. Surface layer microhardness changes with high-speed turning of hardened steels / J. Kundrak [et al.] // International journal of advanced manufacturing technology. 2011. Vol. 53. № 1. С. 105-112.

94. Brinksmeier E., Brockhoff T. Randschicht Warmebehandl ungdurch Schleifen Harterei // Techn. Mitt. 1994. №49/5. Р. 327-330.

95. Hyatt G. Integration of Heat Treatment into the Process // Chainofa Mill Turn Center by Enabling External Cylindrical Grind-Hardening. Production Engineering - Research and Development (WGP Annals). 2013. Vol. 7. №6. Р. 571-

96. An Investigation of the Grinding-Hardening Induced by Traverse Cylindrical Grinding / NguyenT. [et al.] // ASME. Manuf. Sci. Eng. 2014. Vol. 136. №5. Р. 051008-1-05100-10.

97. A Comparison Study of Surface Hardening by Grinding Versus Machining/ L. Zhanqiang [et al.] // Key Engineering Materials. 2006. №304-304. Р. 156-160.

98. Research on Grind-hardening Layer and Residual Stresses Based on Variable Grinding Forces / X. Huang [et al.] // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2019. Р. 1-11.

99. Klocke F. Manufacturing Processes 1: Cutting / Springer Verlag. Berlin. 2011. 504 с.

100. Зубков Н.Н., Васильев С.Г., Попцов В.В. Патент на изобретение №2556897. РФ. МПК C21D 8/00. Способ поверхностного закалочного упрочнения режуще деформирующим инструментом. Заявлено 21.01.2014, опубликовано 22.07.2015. Бюл. №20.

101. Формирование закаленных структур в стали 35 методом деформирующего резания / А.Г. Дегтярева [и др.] // Наука и образование: научное издание МГТУ им. Н.Э. Баумана. 2014. №9. С.30-44.

102. Особенности изменения теплоемкости стали У8 после закалки деформирующим резанием при ее нагреве до 400°С / В.Н. Симонов [и др.] // Электрометаллургия. 2018. №7. С. 20-26.

103. Changes in the specific heat of U8 steel after quenching by deforming cutting during its heating to 400°C / V.N.Simonov [et al.] // Russian metallurgy (Metally). 2019. № 6. С. 624-628.

104. Счастливцев В.М., Зельдович В.И. Физические основы металловедения / Екатеринбург: РИО УрО РАН. 2015. 224 с.

105. Белов Г.В. Термодинамическое моделирование: методы, алгоритмы, программы / М.: Научный мир. 2002. 224 с.

106. Модернизация машины трения типа «Amsler» / Н.Н.Зубков Н.Н. [и

др.] // Смазка и трение в машинах и механизмах. 2014. №9. С. 33-37.

107. Елманов И.М., Даровской Г.В. Совершенствование методики определения коэффициента трения на машинах трения типа «Амслер» // Физика, химия и механика трибосистем. 2009. №8. С. 57-68.

108. Контрольно-измерительный диагностический стенд для экспериментальных исследований в технологии механической обработки / А.Е. Древаль [и др.] // Наука и образование. 2014. №12. С. 22-58.

109. ГОСТ 30858-2003. Обеспечение износостойкости изделий. Триботехнические требования. Принципы обеспечения. Общие положения. Москва. Стандартинформ. 2003. 6 с.

110. Влияние толщины ребра стали 35 на упрочнение при деформирующем резании/ А.Г.Дегтярева [и др.] // Электрометаллургия. 2017. №12. С. 31-36.

111. Зубков Н.Н., Овчинников А.И. Патент 2044606 РФ. Способ получения поверхностей с чередующимися выступами и впадинами и инструмент для его реализации. Опубл.13.06.94 г. Бюл. № 27, 1994.

112. Зубков Н.Н., Овчинников А.И. Патент 2044606 РФ. Способ получения поверхностей с чередующимися выступами и впадинами и инструмент для его реализации. Опубл.13.06.94 г. Бюл. № 27, 1994.

113. Влияние термической обработки на структуру и микротвердость стали 35 после обработки методом деформирующего резания/ С.Б.Варламова [и др.] // Молодежный научно-технический вестник. 2013. №9. С.4.

114. Варламова С.Б., Дегтярева А.Г. Влияние низких температур отпуска на структуру и микротвердость сталей 35 и 40Х после высокоскоростного деформирующего резания // Молодежный научно-технический вестник. 2015. №2. С.1.

115. Structural features of steel 35 after quenching by deforming cutting / A.G. Degtyareva [et al.] // Crystallography Reports. 2019. Vol. 64. №1. Р. 122-127.

116. Структура стали после обработки деформирующим резанием / О.М. Жигалина [и др.] // XXVII Российская конференция «Современные методы

электронной и зондовой микроскопии в исследованиях органических, неорганических наноструктур и нано-биоматериалов». Черноголовка. 2018. С. 317-318.

117. Дегтярева А.Г., Симонов В.Н. Структурные особенности и свойства стали 35 после обработки деформирующим резанием // Материалы Международной научно-технической конференции «Инновационные машиностроительные технологии, оборудование и материалы-2015» (МНТК ИМТОМ-2015).Ч.1 Казань. С. 348.

118. Surface Hardening by Turning without Chip Formation/ N.Zubkov [et al.] // Jordan Journal of Mechanical and Industrial Engineering. 2017. Vol. 11 № 1. Р. 1319.

119. Особенности фазово-структурного состояния углеродистых сталей, обработанных методом деформирующего резания / К. О. Базалеева [и др.] // Металлург. 2022. № 3. С. 22-27. doi: 10.52351/00260827.

120. Специфика структуры стали 35 после закалки деформирующим резанием / А.Г. Дегтярева [и др.] // Кристаллография. 2019. Вып. 64. № 1. С. 120126.

121. Теплоемкость деформированных сплавов / Л.Р. Ботвина [и др.] // Доклады академии наук. 2010. №10. С. 612-615.

122. Оценка энергетического порога полиморфного превращения в железе/ М.Ю. Семенов [и др.]// 2016. № 4. С. 64-80.

123. Расчет энергетического порога полиморфного превращения в системе Fe - Cr методом атомистического моделирования / М.Ю. Семенов [и др.] // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2018. № 3. С. 54-63.

124. Табатчикова Т.И. Перекристаллизация, фазовые и структурные превращения в сталях в неравновесных условиях: автореферат дис. ... доктора технических наук. Челябинск. 2008. - 43 с.

125. Исследование структуры поверхностного слоя среднеуглеродистой стали, упрочненной электромеханической обработкой/ В.П. Багмутов [и др.] // МИТОМ. 2002. №12. С. 18 - 21.

126. Васильев С. Г. Разработка метода деформирующего резания для создания упрочняющих композиционных покрытий: дис. ...кандидата технических наук. Москва. 1996. - 223 с.

127. Оценка триботехнических характеристик стали 40Х после закалки деформирующим резанием / А.Г. Дегтярева [и др.] // Инженерный журнал: наука и инновации. 2017. Вып. 11. С. 1-16.

128. Оценка влияния направления скольжения элементов пары трения сталь 35-ВК8 на структуру и параметры трения поверхности, упрочненной методом деформирующего резания / А.Г. Дегтярева [и др.] // Сборник материалов XI Международной научно-технической конференции, Институт машиноведения им. А.А. Благонравова. Москва 2016. С. 64-65.