Формирование структуры и свойств горячедеформированных порошковых материалов в процессе превращения переохлажденного аустенита тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат технических наук Пирожкова, Елена Сергеевна

• Пирожкова, Елена Сергеевна
• кандидат технических наук
• 0

Оглавление диссертации кандидат технических наук Пирожкова, Елена Сергеевна

ВВЕДЕНИЕ.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР, ПОСТАНОВКА ЦЕЛИ И ЗАДАЧ ИССЛЕДОВАНИЯ.

1.1. СПЕЧЕННЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ.

1.1.1. Легирующие элементы спеченных легированных сталей.

1.1.2. Способы легирования спеченных сталей.

1.2. ОСОБЕННОСТИ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПОРОШКОВЫХ СПЕЧЕННЫХ СТАЛЯХ.

1.3. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

1.4. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ.

1.5. ВЫВОДЫ, ЦЕЛЬ И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2. МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДИКИ, ИСПОЛЬЗОВАННЫЕ ПРИ ПРОВЕДЕНИИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. ХАРАКТЕРИСТИКА ИССЛЕДУЕМЫХ МАТЕРИАЛОВ.

2.2. ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ ОБРАЗЦОВ.

2.3. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ.

2.4. ОЦЕНКА ТОЧНОСТИ РЕЗУЛЬТАТОВ ЭКСПЕРИМЕНТОВ.

2.5. РЕНТГЕНОФАЗОВЫЙ И РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ.

2.6. МЕТОДЫ ЭЛЕКТРОННОЗОНДОВОЙ МИКРОСКОПИИ И РЕНТГЕ-НОСПЕКТРАЛЬНОГО АНАЛИЗА.

2.7. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА.

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЯХ И ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ПРИ ИХ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ.

3.1. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ ВЫСОКОПЛОТНЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

3.2. ИССЛЕДОВАНИЕ ХАРАКТЕРИСТИК СТРУКТУРЫ И СУБСТРУКТУРЫ ГДПС.

3.3. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ

ГДПС.

3.4. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ ГДПС.

3.5 ВЫВОДЫ.

4. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОКАЛИВАЕМОСТИ И СВОЙСТВ ГОРЯЧЕДЕ-ФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

4.1. ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ ГДПС.

4.2. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА ГДПС.

4.3. ВТМО ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

4.4. КОНТАКТНАЯ ВЫНОСЛИВОСТЬ ГДПС.

4.5. ВЫВОДЫ.

5. ПРОМЫШЛЕННАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ.

5.1.ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛИ "ШЕСТЕРНЯ"

ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020).

5.2.ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛИ "ШЕСТЕРНЯ"

ДТЖИ.721.332.004 (8ТС.240.073).

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование структуры и свойств горячедеформированных порошковых материалов в процессе превращения переохлажденного аустенита»

В последние годы методы порошковой металлургии (ПМ) широко внедряются в практику изготовления изделий самого различного назначения и охватывают многие отрасли науки. Это объясняется тем, что изделия из порошка по качеству и свойствам практически не уступают изделиям из компактного материала, затраты на их изготовление оказываются более низкими.

Конструкционные материалы на железной основе и детали из них являются одним из основных видов продукции порошковой металлургии. Пористые железоуглеродистые материалы имеют относительно низкие механические свойства, что не позволяет изготавливать из них высоконагруженные детали. Для повышения несущей способности порошковых сталей- в технологии их изготовления предусматривают повышение плотности и легирование. Эти мероприятия, а также применение новых методов формования позволяют получать материалы, практически не уступающие по свойствам компактным. Порошковые материалы на железной основе, легированные такими элементами, как молибден, никель, медь, хром и др., широко применяются при производстве деталей автомобилей, приборов, спортивно-охотничьего оружия и других изделий.

В последние годы были разработаны новые технологии получения высокоплотных порошковых изделий: теплое прессование [1-3], высокоплотное спекание [4], избирательное уплотнение наиболее ответственных частей деталей [4] и др. [5]. Несмотря на это горячая штамповка (ГШ) пористых заготовок продолжает и на сегодняшний день оставаться наиболее надежным способом получения высокоплотных средне -и тяжелонагруженных конструкционных порошковых изделий ответственного назначения.

Объем выпуска горячедеформированных порошковых деталей в развитых странах находится примерно на одном уровне и составляет ~10% от общего объема производства порошковых изделий на основе железа. В частности, в Северной Америке в 1998 г. этим методом произведено ~45 тыс. т деталей [6]. Общий объем выпускаемых порошков на основе железа вырос в 2003 г. на ~2% и составил 401700 т, из которых произведено 372900 т порошковых изделий. По итогам 1-го квартала 2004 г. производство порошка увеличилось еще на 9%, хотя общий годовой рост прогнозируется на уровне 3-4% [7].

Объем потребления железных порошков в России, как сообщил в своем докладе на Всемирном конгрессе по ПМ в Вене в октябре 2004г. президент Европейской ассоциации ПМ д-р Ц. Молинс, составляет ~ 10 тыс. т, из которых ~ 8 тыс. т приходится на собственное производство, а ~ 2 тыс. т - на закупки по импорту, в основном, в Швеции. Причем распыленные порошки низколегированных сталей отечественная промышленность в настоящее время не производит. Как отмечается в [7], в связи с происходящими геополитическими событиями и ростом цен на сырьевые материалы и энергоносители привлекательность ПМ для потенциальных потребителей будет расти.

Несмотря на то, что общий объем выпуска автомобилей в Северной Америке в 2004 г. ожидается на уровне прошлого года, тем не менее, доля порошковых деталей, приходящаяся на средний автомобиль, возрастет до 19,5 кг. На заводах фирмы Ford она уже составляет 22 кг, причем 95% всех двигателей этой фирмы оснащаются" горячештампованными порошковыми шатунами. По оценкам [7] с момента внедрения этой технологии в 1986 г. уже произведено 500 млн. шатунов. Здесь хотелось бы подчеркнуть, что возникающий периодически критицизм относительно целесообразности дальнейшего применения ГШ иногда носит конъюнктурный характер. Например, в [8] сообщается, что промышленность ПМ в США отрицательно прореагировала на критику горячещтампованных порошковых шатунов со стороны Американского института железа и стали (AISI), представляющего интересы сталелитейной и металлообрабатывающей промышленности, которая в последние годы серьезно пострадала в связи с внедрением ГШ порошковых изделий. В исследовании, проведенном AISI, утверждается, что порошковые горячештампованные шатуны уступают штампованным из монолита, как по свойствам, так и по себестоимости. Однако, по мнению ведущего эксперта в области ГШ порошковых изделий Э. Айлиа это исследование содержит ошибочные заключения, так как они основаны на некорректном сравнении: анализировались порошковые и компактные шатуны разного веса и используемые в разных двигателях; не рассматривалась геометрия порошковых шатунов в связи с прочностью; ничего не было сказано о трудности механической обработки компактных шатунов, равно как и о почти 20 - тилетнем успешном опыте производства порошковых шатунов. Приведенный пример свидетельствует о том, что конкуренция порошковой технологии со стороны традиционных способов производства остается острой. Именно поэтому на международной конференции по порошковой металлургии в Лас-Вегасе в 2003 г. президент федерации порошковой металлургии США Д. Шафер подчеркнул, что первостепенной задачей сегодняшнего дня является повышение качества и надежности порошковых изделий. Порошковые детали должны служить, как минимум, 10 лет или 150000 миль [9].

Одним из наиболее распространенных и эффективных способов повышения комплекса механических свойств порошковых сталей является проведение термической обработки (ТО). ТО выгодна и с экономической точки зрения, так как позволяет повысить физико-механические характеристики порошковых сталей без увеличения использования дорогостоящих и дефицитных легирующих элементов [10]. Несмотря на очевидность этого положения, назначение режимов ТО порошковых сталей -вообще, и горячештампованных - в частности, в настоящее время носит полуэмпирический характер. Применительно к спеченным порошковым сталям ранее были проведены довольно подробные исследования по изучению особенностей распада переохлажденного аустенита. Сюда можно отнести, прежде всего, работы пермской школы порошкового материаловедения под руководством академика В.Н.Анциферова, а также работы Ю.Г.Гуревича [11], С.С.Ермакова [12], В.Я.Буланова [13], В.Н.Пустовойта [14], В.А.Блиновского [15] и др. Значительным событием в этой области явился выход в свет справочника [10], в котором обобщаются данные многолетних исследований авторов по построению термокинетических и изотермических диаграмм порошковых сталей.

Констатируя определенный прогресс в изучении особенностей распада переохлажденного аустенита спеченных порошковых сталей, необходимо отметить, что применительно к высокоплотным горячедеформированным порошковым сталям (ГДПС) аналогичные исследования до настоящего времени практически не проводились. Режимы ТО назначались по аналогии с компактными, хотя в ряде работ, выполненных в этом направлении, отмечалось, что ГДПС, как и спеченные, обладают худшей закаливаемостью и прокаливаемостью [16].

Таким образом, актуальным является проведение исследований по изучению особенностей ТО, формирования структуры и свойств, прокаливаемости и распада переохлажденного аустенита ГДПС. В качестве объекта исследований выбраны стали, легированные никелем и молибденом. Этот выбор обоснован тем, что первые нашли широкое применение при изготовлении деталей, работающих при пониженных температурах, а одновременное легирование никелем и молибденом позволяет повысить весь комплекс физико-механических свойств.

Работа выполнена на кафедре "Материаловедение и технология материалов" Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасского политехнического института) в соответствии с единым заказ-нарядом по заданию Министерства образования на 2001-2003г.г. (1.00.Ф "Разработка теории и физических основ формирования перспективных функциональных материалов").

Заключение диссертации по теме «Порошковая металлургия и композиционные материалы», Пирожкова, Елена Сергеевна

4.5. ВЫВОДЫ

1. Прокаливаемость ГДПС зависит от содержания легирующих элементов. Ее росту способствует увеличение содержания углерода и никеля до значения 9мас.%. Максимальной прокаливаемостью обладают стали 70Н2Мп в состоянии после ГШ и 50Н9п в состоянии после отжига, для которых глубины мартенситной и полумартенситной зон составили соответственно 20,6; 23,8 и 25,6; 32,6 мм.

2. Проведение высокотемпературного отжига, снижая дефектность субструктуры, вызывает уменьшение прокаливаемое™ сталей из распыленных порошков и ее рост в "синтетических" сталях. Прокаливаемость сталей из распыленных порошков в состоянии после ГШ примерно в 2 раза выше компактных аналогов, поэтому их отжиг проводить нецелесообразно. Отжиг "синтетических" сталей, напротив, повышает их прокаливаемость до уровня компактных аналогов.

3. Распределение структурных составляющих по длине образца для торцевой закалки зависит от химического состава стали. В низкоуглеродистых порошковых сталях к водоохлаждаемому торцу прилежит зона крупноигольчатого мартенсита, а в среднеуглеродистых — мелкоигольчатого, характеризуемого большей микротвердостью, что отличает их от компактных аналогов, в которых мартенсит крупноигольчатый, а размер зерна существенно выше. Больший размер зерна компактных сталей по сравнению с порошковыми служит косвенным подтверждением превалирующего влияния повышенной дефектности субструктуры на замедление распада аустенита и улучшение прокаливаемости сталей из распыленных порошков.

4. Нормализация никелевых ГДПС типа хН9п обеспечивает при удовлетворительной прочности получение высоких показателей пластичности и ударной вязкости, сопоставимых с соответствующими значениями после двойной закалки. С учетом технологической простоты осуществления нормализации она может быть рекомендована при изготовлении средне-нагруженных деталей, не испытывающих значительных динамических нагрузок. Применительно к сталям хН4п нормализацию использовать нецелесообразно ввиду низких достигаемых показателей прочности.

5. Вне зависимости от вида ТО увеличение содержания углерода в ГДПС в исследованных интервалах его варьирования вызывает рост показателей прочности и снижение пластичности и ударной вязкости. Оптимальное сочетание свойств сталей хН9п, хН2Мп, хМ1,5п обеспечивает закалка в масле, а для сталей хН4п целесообразно применять закалку в 10% - ном водном растворе ЫаС1.

6. При сопоставимом уровне концентрационной неоднородности и корректном выборе вида ТО свойства "синтетических" ГДПС превышают соответствующие показатели пористых спеченных сталей. Для сталей 50Н4п увеличение значений ав, 5 и КС составляет соответственно ~ 50, 100 и 36%. Стали на основе распыленных порошков после закалки в масле и в 10%-ном водном растворе NaCl примерно соответствуют компактным аналогам по прочности, но существенно уступают им в показателях пластичности.

7. Проведение ВТМО способствует существенному росту показателей прочности, пластичности и ударной вязкости как по сравнению с ГДПС, подвергнутым другим видам ТО (закалке в масле и 10%-ном водном растворе NaCl), так и по отношению к спеченным и компактным аналогам, термо-обработанным на сопоставимый уровень твердости. Наиболее значительно повысились свойства образцов стали 50Н4п: ов - на 70%, 5 - в 5 раз, КС - в 2,6 раза.

8. Характеристики пластичности ГДПС после ВТМО мало зависят от содержания углерода в сталях, а значения ударной вязкости имеют тенденцию роста при его увеличении. Оптимальным комплексом свойств обладают среднеуглеродистые стали 50Н9п и 50Н2Мп, для которых значения ав, 5, \j/ и КС составили соответственно: 2400 и 2200 МПа; 20 и 18%; 32 и 42%; 1520 и 2900 кДж/м2.

9. В отличие от компактных сталей проявлению трип-эффекта в порошковых сталях способствует проведение ВТМО, а не НТМизО, которая является менее технологичной. Формирование структуры скрытокристаллического мартенсита и метастабильного аустенита, способного к деформационному мартенситному превращению, обусловливает повышение механических свойств ГДПС за счет увеличения энергетических затрат на фазовые превращения и реализации ПНП-эффекта. Ликвидация участков метастабильного аустенита при обработке холодом вызывает снижение свойств, в связи с чем применение такой обработки нецелесообразно.

10. Проведение ВТМО среднеуглеродистых ГДПС 50Н9п и 50Н2Мп обеспечивает получение структуры, устойчивой к проявлению питтинга. Очаги разрушения в стали 50Н9п локализуются вблизи участков концентрационной неоднородности, а в стали 50Н2Мп — рядом с неметаллическими включениями, что отличает ее от компактной стали, в которой инициирование трещин наблюдается на границах участков мартенсита и остаточного аустенита, не склонного к деформационному превращению. Контактная выносливость стали 50Н2Мп после ВТМО, оцененная по критерию средней долговечности, в 3,6 раза превышает соответствующее значение компактного аналога.

5. ПРОМЫШЛЕННАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ

Непосредственное практическое значение имеют следующие полученные в настоящей работе результаты:

1. Для изготовления тяжелонагруженных деталей конструкционного назначения следует использовать среднеуглеродистые ГДПС 50Н2Мп и 50Н9п после ВТМО. Возможность работы в условиях действия значительных статических, динамических, знакопеременных и контактных нагрузок обеспечивается структурой скрытокристаллического мартенсита и метастабильного аустенита, претерпевающего деформационное превращение в процессе испытаний или эксплуатации. Несмотря на несколько больший уровень показателей прочности гетерогенной стали 50Н9п с технологической и экономической точки зрения предпочтительным является применение стали 50Н2Мп на основе распыленного порошка, так как при этом исключается необходимость длительного высокотемпературного спекания, сокращается количество дорогостоящей легирующей добавки - никеля, а также обеспечивается более высокая контактная выносливость.

2. При изготовлении деталей большого сечения из "синтетических" ГДПС их целесообразно подвергать высокотемпературному отжигу после ГШ с целью улучшения прокаливаемости, которое обеспечивается за счет увеличения устойчивости переохлажденного аустенита, обусловливаемого уменьшением дефектности субструктуры. В противоположность этому применительно к ГДПС на основе распыленных порошков такую обработку проводить не следует во избежание развития обратного эффекта.

3. В случае невозможности технологической осуществимости ВТМО при получении средне- и тяжелонагруженных деталей из-за риска трещинообразо-вания в поперечном сечении материала пористой заготовки в процессе горячей допрессовки допустимо в качестве окончательной ТО использовать закалку в масле сталей 50Н9п, 50Н2Мп и 50М1,5п, а для стали 50Н4п - закалку в 10%-ном водном растворе №С1 с последующим низким отпуском.

4. Для изготовления средненагруженных деталей, не испытывающих значительных статических и динамических нагрузок и эксплуатирующихся в условиях как обычных, так и пониженных температур, следует использовать среднеуглеродистые "синтетические" никелевые ГДПС после нормализации.

5. Использование порошка Atomet 4601 является более предпочтительным по сравнению с порошком Atomet 4901. Комплексное легирование и меньший уровень загрязненности первого обеспечивает большую устойчивость переохлажденного аустенита и соответственно более высокие прокаливаемость и механические свойства. Тем не менее, при отсутствии альтернативы применение порошка Atomet 4901 допустимо, однако для реализации максимального эффекта упрочнения в этом случае необходимо в технологический процесс включать ВТМО.

Естественно, что практическая реализация всех приведенных рекомендаций в рамках одной работы невозможна и нецелесообразна. Поэтому для промышленной апробации были выбраны рекомендации, сформулированные в п.1, которые представляются наиболее значимыми. При выборе конструкции и материала деталей, переводимых на технологию ГШ, учитывались: возможность протекания деформационных процессов как в осевом, так и в поперечном к усилию прессования направлении с целью обеспечения реализации ВТМО; требования к уровню механических свойств; возможность осуществления технологического процесса на существующем прессовом и печном оборудовании; экономическая целесообразность и заинтересованность предприятия.

В настоящее время на ООО "ПК" "Новочеркасский электровозостроительный завод" наметилась отчетливая тенденция роста объема выпускаемой продукции. Заказы, поступившие от Министерства путей сообщения, позволили существенно увеличить выпуск электровозов в 2004 г., а в ближайшие 1,5-2 года планируется довести его до уровня 1991 г. При этом одной из основных проблем предприятия является нехватка квалифицированного персонала станочников. Кроме того, к поиску путей снижения себестоимости продукции вынуждает рост цен на материалы и энергию. Большой потенциал в решении этих проблем заключает в себе технология порошковой металлургии особенно в части изготовления деталей конструкционного назначения. Планы по внедрению ее прогрессивных методов существуют довольно длительное время. В конце 80-х годов в рамках существовавшего в то время Минэлектротехпрома СССР предполагалось все производство порошковых деталей для электровозов разместить на Тбилисском электровозостроительном заводе. Однако, в связи с изменениями в политической ситуации эти планы утратили реальную почву. В настоящее время руководство ООО "ПК"

НЭВЗ" проявило заинтересованность в возобновлении научно-технологических разработок в этом направлении.

С учетом вышеизложенного для промышленной апробации были выбраны 2 детали: ДТЖИ.721.332.004 (8ТС240.073) "шестерня" и ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) "шестерня" контроллера силового КС26.

5.1. ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛИ "ШЕСТЕРНЯ"

ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020)

При разработке технологии производства детали "шестерня" ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) (рис. 5.1) учитывалась необходимость проведения ВТМО для обеспечения приемлемой эксплуатационной надежности и долговечности. С этой целью следует интенсифицировать деформационные процессы в материале пористой заготовки, особенно в наиболее ответственных ее частях, ответственных за формирование зубьев. В ЮРГТУ (НПИ) обоснована возможность изготовления деталей данного типа из простых кольцевых заготовок [110]. При этом упрощается конструкция пресс-формы для холодного прессования, снижается ее стоимость, повышается стойкость, отпадает необходимость в ориентации нагретой пористой заготовки при ее загрузке в пресс-форму или штамп для ГШ. Интенсификация деформационных процессов при течении порошкового материала в полости зубьев матрицы обусловливает улучшение качества межчастичного сращивания в этих частях изделия и обеспечивает возможность реализации ВТМО.

На рис. 5.2 представлены схемы процессов уплотнения и деформации пористой заготовки при горячей допрессовке. Пресс-форма, в которую загружается заготовка 1, состоит из матрицы 2, пуансона 4, подставки 5, упругого элемента 6. На рис. 5.2а показано исходное положение заготовки, на рис. 5.26 — положение заготовки после частичной осадки и поперечной деформации с образованием зубьев 7, на рис. 5.2в — окончательная осадка с образованием готового изделия 8 путем перемещения элементов 2,5,3 вниз, преодоления сопротивления и сжатия упругого элемента 6. 3 а) б) в)

Рис. 5.2. Схема процессов уплотнения и деформации при ГШ детали "шестерня" ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) на начальном (а), промежуточном (б) и заключительном (в) этапах

Нагретую заготовку 1 с постоянным поперечным сечением, соответствующим наименьшему поперечному сечению изделия, помещают в матрицу

2 со вставкой 4 и надставкой 5, устанавливают пуансон 3 и производят последовательное уплотнение и поперечную деформацию заготовки. На начальной стадии уплотнения заготовки, имеющей высоту Ьь допрессовке подвергается ее верхняя часть Ь2 до размера Ь3, при этом путем выдавливания формируются зубья высотой Ь4 (рис. 5.26). Продолжение движения пуансона

3 с надставкой 5 в направлении прессования вызывает дальнейшую допрес-совку верхней части до размера 115 (рис. 5.2в).

Проведение ГШ заготовок пористостью 25-30% в неподогретой пресс-форме обусловило наличие трещин на вершинах зубьев. Для устранения этого дефекта была проведена оптимизация пористости холоднопрессованной заготовки и температуры подогрева пресс-инструмента, результаты которой представлены в табл. 5.1.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Пирожкова, Елена Сергеевна, 0 год

1. Gorokhov V.M., Sevastyanov E.S., Ustinova G.P., Zvonarev E.V. Densification peculiarities and mechanical properties of powder low alloyed steel produced by warm compaction of green blanks EURO PM 2

2. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

3. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol.3. P 184-189.

4. Mitchell S.C, Youseffi M., Wronski A.S. Laboratory processing of Fe-MoCr-C-(B) steels to 7.6 g/cc sintered density EURO PM 2

5. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

6. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol.3. P.67-72.

7. Veltl G., Petzoldt F. New developments in warm compaction Proceedings of Euro PM 97- European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Munich Trade Fair Centre, Munich, Germany, October 15-17, 1

8. European Powder Metallurgy Association. 1997. P.36-43.

9. Jones P., Golder K.B., Lawcock R., Shivanath R. Metallurgical strategies for high endurance powder metal components for advanced power-train applications Proceedings of Euro PM 97- European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Munich Trade Fair Centre, Munich, Germany, October 15-17, 1

10. European Powder Metallurgy Association. 1997. P.243-256.

11. Blanchard P. High density under cold single pressing operation: new applications Proceedings of Euro PM 97- European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Munich Trade Fair Centre, Munich, Germany, October 15-17, 1

12. European Powder Metallurgy Association. 1997. P.44-50.

13. Anonymous. North Amerika sees 5% growth in powder sales Metal Powder Report. 1999. no. 9. P. 14-17.

14. Capus J.M. PM Tec 2004- is North American PM back on track Powder Metallurgy. 2004. Vol.43. №3. P.226-

15. Anonymous. SAE 100 flagged as showdown venue in PF con rod row Metal Powder Report. 2004. №8. P.

16. Schaefer D., Trombino J. "Were moving on and up towards ambitions targets" Metal Powder Report. 2003. №7. P. 14, 16.

17. Гуревич Ю.Г., Анциферов B.H., Буланов В.Я., Ивашко А.Г. Термические и изотермические диаграммы порошковых сталей: Справочник Под ред. Ю.Г. Гуревича. Екатеринбург. УрО РАН, 2001. 260 с.

18. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И, Термическая обработка порошковых сталей. М.: Металлургия, 1985. 80с.

19. Ермаков С. Особенности сплавов на термической железной обработки основе металлокерамических УССР, 1972.-С. 188-196.

20. Буланов В.Я., Залазинский Г.Г., Щенников Т.Л., Мейлах А.Г., Савинцев П.П. Физико-химические основы технологии порошков и материалов на основе природнолегированного сырья Физ. химия и технол. в металлургии Екатеринбург: Ин-т металлургии УрО РАН, 1996. 291-300,321.

21. Пустовойт В.Н,, Чурюкин Ю.Н., Блиновский В.А. Структурные и кинетические особенности мартенситного превращения в пористой высокоуглеродистой стали Физика металлов и металловедение. 1991. 5 С 78-86.

22. Блиновский В.А. Технологические процессы комбинированной термической обработки деталей из порошковых спеченных сталей с использованием холодной пластической деформации Термическая обработка стали (Теория, технология, техника эксперимента). Ростовна-Дону: ДГТУ, 1998. 95-

23. Металлокерамические конструкционные материалы. Киев: ИПМ АН

24. Дорофеев Ю.Г., Мариненко Л.Г., Устименко В.И. Конструкционные порошковые материалы и изделия. М.: Металлургия, 1986, 144с.

25. Дорофеев Ю.Г., Дмитровский В.Н., Мариненко Л.Г., Устименко В.И. Легированные 44.

26. Смышляева Т.В., Шацов А.А. Изотермический распад переохлажденного аустенита в псевдосплавах хромоникелевая стальмедь МиТОМ. 2000. 1 11-14.

27. Саркисян Л.Е. Структура и свойства железоникелевых порошковых сплавов Порошковая металлургия. 1986. j№l 1. 79-84.

29. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легированных хромом и молибденом МиТОМ. 1992. №8. 28-33.

30. Радомысельский 59-71.

31. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И., Пожидаев Ю.И. Структурные превращения и механические свойства спеченных легированных сталей Порошковая металлургия. 1979. №6. 72-75.

32. Дьячкова Л.Н., Керженцева Л.Ф., Маркова Л.В. Порошковые материалы на основе железа. Мн.: Тонпик, 2004, 228с.

33. Анциферов В.Н., Акименко В.Б., Гревнов Л.М. Порошковые легированные легированные стали. М.: Металлургия, 1991. 318с,

34. Радомысельский С,59-71. И.Д, Холодный И,П. Спеченные конструкционные стали Порошковая металлургия, 1975, №6, И.Д,, Холодный И.П. Спеченные легированные конструкционные стали Порошковая металлургия. 1975. №6. В.Н., Латыпов М.Г. Роль никеля и углерода в концентрационно-неднородных трип-сталях МиТОМ. 2001. №6. спеченные материалы, полученные динамическим горячим прессованием Порошковая металлургия. 1973. №8. 39-

35. Benderev E., Traykova I., Simeonova R. et al. Investigation on Effect of Type of Boron Additive on Structure Formation during Sintering of High Manganese PM Steel EURO PM 2

36. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

37. European Powder Metallurgy Association. -2001. Vol.2. P.316-321.

38. Радомысельский И.Д., Напара-Волгина Г. Получение легированных порошков диффузионным методом и их использование. Киев: Наукова думка, 1988.-136 с.

39. Anonymous. Ferrous materials continue to expand Metal Powder Report. 1995.-Vol. 5 0 1 2 P 14-20.

40. Богатин Д.Е. Производство металлокерамических деталей. Металлургия, 1968. 140 с.

41. Радомысельский И.Д. и др. Термическая 44 с.

42. Olschewski G, Nitsch G. Fatigue Properties of Diffusion-bonded Molybdenum Steel Powders for High Strength Applications Euro PM 2

43. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Valencia Congress and Exhibition Centre, Valencia, Spain, October 20-22, 2003. EPMA, 2003. Vol. 1. P.355-362.

44. Kuhn H., Ferguson L. Powder Forging. Princeton, New Jersey: MPIF, 1990. 2 7 0 p.

45. Дорофеев Ю.Г. Динамическое горячее прессование порошковых заготовок. М.: Металлургия, 1977. 216с.

46. Hinzmann G., Sterenburg D. High-Density Multi-Level PM Components by High Velocity Compaction Euro PM 2

47. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004.-EPMA, 2004.-Vol.1.-P.541-545. и химико-термическая обработка в порошковой металлургии. Киев: Наукова думка, 1969. М.:

48. Aslund High Velocity Compaction of Stainless Steel Gas Atomized Powders Euro PM 2

49. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol. 1. P.553-557.

50. Grinder O. Development of High Nitrogen Containing PM Tool Steels Euro PM 2

51. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004.-Vol.3.-P.745-752.

52. Gregory J. Del Corso. Micro-Melt® Maxamet® Alloy Euro PM 2

53. Conference Proceedings, Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.3. -P.785-790.

54. Rabitsch R., Liebfahrt W., Makovec H. Properties of PM High Speed and Tool Steels Produced with the Newest PM-Technology EURO PM 2

55. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

56. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol. 1. P.219-224.

57. Lindqvist B. Chromium Alloyed Steels A New Powder Generation EURO PM 2

58. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

59. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol. 1. P. 13-21.

60. Ichidate M. et al. Sintering of Oil Atomized Low Alloy Steel Powder Horizons of Powder Metallurgy. 1

62. Ogura K. et al. Cr and Mn Containing Low Oxygen Steel Powder Produced by Water-Atomisation and Vacuum-Annealing Metal Powder Report. 1987.-Vol.42.-no4.

63. Canston R.J., Lidsley B.A. Challenges in Processing of P/M Chromium Manganese Low-Alloy Steels Euro PM 2

64. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004.-EPMA, 2004.-Vol.2.-P.3 7-42.

65. Sulowski М. Development of PM Manganese Steels Euro PM 2

66. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.2. -P.297-301.

67. Leshchinsky V., Wisniewska-Weinert H., Jedovnicky B. et al. High Dense Powder Steel for Small Ball Bearing Rings EURO PM 2

68. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

69. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol.1. P.225-230.

70. Maroli В., Berg S., Lewenhagen J. Properties and Microstructure of PM Materials Pre-Alloyed with Nickel, Molybdeneum and Chromium EURO PM 2

71. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24,2

72. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol. 1. P.34-39.

73. Анциферов B.H., Латыпов М.Г,, Шацов А.А. Высокопрочные трещиностойкие концентрационно-неднородные порошковые никелевые стали МиТОМ. 1999. 11. 28-32.

74. Анциферов В.Н., Латыпов М.Г., Шацов А.А. Особенности трип-эффекта в порошковых концентрационно-неоднородных сталях с невысоким содержанием

75. Анциферов В.Н., Масленников Н.Н., Шацов А.А., Смышляева Т.В. Порошковая

76. Ермаков сталь со структурой Вязников Н.Ф. метастабильного аустенита детали в Порошковая металлургия. 1994. №3/4. 42-47. С., Металлокерамические машиностроении. Л.: Машиностроение, 1975. 232 с.

77. Ермаков С, Кукушкин Н.Н., Резников Г.Т. Исследования процессов при термической обработке спеченной стали Спеченные конструкционные материалы. Киев: РШМ АН УССР, 1976. 56-63.

78. Ермаков С. Некоторые вопросы теории и практики термической обработки спеченных сталей Порошковые конструкционные материалы. Киев: ИПМ АН УССР 1980. 150-154.

79. Ермаков С. Термическая обработка порошковых стальных деталей. Л.гЛДНТП, 1981.-24 с.

80. Ермаков С. Теоретические и практические особенности фазовых превращений в порошковых сталях Проблемы порошковой металлургии: Матер. Всесоюз. конф., посвященной 200-летию со дня рождения основателя порошковой металлургии П.Г. Соболевского. Л.: Наука, 1982.-С. 33-38.

81. Ермаков С. Закономерности фазовых превращений в порошковых сталях Труды Ленинградского политехнического института. Л.: ЛПИ, 1985.-С. 42-46.

82. Ермаков обработки 44-48.

83. Ермаков С, Вязников Н.Ф. Порошковые стали и изделия. Л.: Машиностроение, 1990. 319с.

84. Анциферов В.Н. Порошковые стали Тез. 17-й Всесоюз. конф. по порошковой металлургии. Киев: ИПМ АН УССР, 1991. 6-7.

85. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г. Структура спеченных сталей М.: Металлургия, 1981. 1 Юс.

86. Dyachkova L.N., Kerzhentseva L.F. Effect of Composition on Phase Transformations and Regimes of Thermal Treatment of Infiltrated Materials on the Base of Powdered Steels Euro PM 2

87. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.2. P.285-290.

88. Гревнов Л.М., Адамова О.В. Формирование зерна аустенита спеченной стали Применение порошковых композиционных материалов и С. Особенности термической и химико-термической металлургия и порошковых изделий Порошковая композиционные материалы: Матер, краткоср. семин. Л., 1986.

89. Ермаков С., Резников Г.Т., Гершкович М.И. Влияние технологических факторов на механические свойства и рост зерна аустенита спеченного железа Конструкционные материалы и оборудование. Киев: ИПМ АН УССР, 1976. 87-92.

90. Ермаков С, Левицкая И.Ю. Превращения аустенита при охлаждении спеченных легированных сталей Технология получения и исследование порошков и материалов с особыми свойствами. Куйбышев: КуАИ, 1983. С 7-13.

91. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Превраш,ение переохлажденного аустенита в спеченных сталях при непрерывном охлаждении Порошковая металлургия. 1979. 10. 86-89.

92. Ермаков С, Максарова И.Ю. Устойчивость переохлажденного аустенита порошковой стали ЖГр0,8М0,25 с различной пористостью Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1984. 6 С 76-80.

93. Анциферов В.Н,, Перельман О.М., Боброва Н., Тимохова А.П. Влияние технологических условий спекания на изотермический распад аустенита порошковых сталей Сталь. 1990. №12. 84-87.

94. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легированных хромом и молибденом МиТОМ. 1992. №8. 28-33.

95. Анциферов В.Н., Масленников Н.Н., Пещеренко СИ., Рабинович А.И. Определение химической неоднородности распределения элементов в порошковых материалах Порошковая металлургия. 1982. №2. 63-66.

96. Анциферов В.Н., Латьшов М.Г., Шацов А.А. Изотермический распад аустенита в концентрационно-неоднородных МиТОМ. 1998. №5. 20-24. никелевых сталях,

97. Калашникова О.Ю. Особенности разрушения сталей из частичнолегированных порошков МиТОМ. 2004. №4. 26-30.

98. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Иващенко Р.К,, Захарова свойства спеченных материалов Н.П. Механические Порошковая металлургия. 1991. №5. 39-49.

99. Мильман Ю.В., Иващенко Р.К., Захарова Н.П. Механические свойства спеченных материалов Порошковая металлургия. 1991, №3. 93100.

100. Engstrom U., Allroth S. А. Newly Developed Sintered High Strength Material //Metal Powder Report. 1986. 1 1 -P.815-820.

101. Малинов Л.С. Использование принципа получения метастабильного аустенита, регулирование его количества и стабильности при разработке экономнолегированных сплавов и упрочняющих обработок МиТОМ. 1996.-№2.-С.35-39.

102. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Кинетика распада переохлажденного аустенита и механические свойства стали СП70ДЗ до и после пропитки медью Порошковая металлургия. 1992. №9.-0.62-66.

103. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Паньшин И.Ф. Кинетика превращения аустенита в порошковой стали ЖГр1ДЗ до и после пропитки медью Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1985. №11.-0.139-140.

104. Баланкин А.О., Колесников А.А. Механическое легирование// Новости науки и техники. 1991. №9. О. 45-47.

105. Гуревич Б.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И. Влияние пористости на кинетические параметры превращения аустенита в порошковых сталях при непрерывном охлаждении. институт, 1

106. Курган: 12 с. Курганский Деп. в машиностроительный Черметинформации 12.06.85, №2910-ЧМ.

107. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Структурные превращения и свойства порошковой стали 40Н2М при обычной и изотермической закалке Порошковая металлургия. 1991. №4. 48-52.

108. Гревнов Л.М., Горохов В.Ю., Овчинников В.И. Термическая обработка порошковых сталей Диффузионные процессы, структура и свойства порошковых материалов. Пермь: ППИ, 1985. 95-134. Деп. в Черметинформации 23. 04. 86, №3356-ЧМ.

109. Ермаков С., Максарова И.Ю. Особенности кинетики диффузионного превращения переохлажденного

110. Анциферов В.Н., Черепанова аустенита порошковых Т.Г., Гревнов Л.М. сталей Распад Порошковая металлургия. 1984. 5 66-72. переохлажденного аустенита спеченных сталей Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1975. 3 149-152.

111. Данелян А.Д., Петросян Х.Л., Газдоева М.М. Термическая обработка металлокерамических сталей Порошковая металлургия. 1971. №9. 180-185.

112. Saritas S., Doherty R.D., Lawley А. Effect of Porosity on Thermal Diffusivity and Hardenability of PM Steels EURO PM 2

113. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2001. EPMA. 2001. Vol.1.-P.257-265.

114. Skena C Prucher T.,Czamek R., Jo J. M. Hardenability Characteristics of P/M Alloy Steels International Journal of Powder Metallurgy. 1997. Vol.33.-№7.-P.25-35.

115. Bocchini G.F., Baggioli A., Rivolta В., Silva G. The Hardenability of Some PM Materials: An Evaluation Through an Instrumented Jominy Test Euro PM 2

116. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Valencia Congress and Exhibition Centre, Valencia, Spain, October 20-22, 2003. EPMA, 2003. 2004. Vol.1. P.369-374.

117. Bocchini G.F., Baggioli A., Gerosa R. et al. Cooling Rates of P/M Steels International Journal of Powder Metallurgy. Vol.

119. Bocchini G.F., Rivolta В., Silva G. et al. Influence of density and surface volume ratio on the cooling speed of sinter-hardening material: numerical analysis of parallelepipeds Proceedings of 2002 World Congress on Powder Metallurgy Particulate Materials. Orlando, 16-21 June 2002.

120. Lindskog P. Controlling the hardenability of sintered steels Powder Metallurgy. 1970. -Vol.13. -№36. -P280-294.

121. Дорофеев Ю.Г., Устименко В.И. Порошковая металлургия отрасль прогрессирования. Ростов на-Дону: Ростовское книжное издательство, 1982.-192 с.

122. Роман О.В., Габриелов И.П. Справочник по порошковой металлургии: порошки, материалы, процессы. -Минск: Беларусь, 1988. 175 с.

123. Frey Rick. Cryogenic treatment improves properties of drills and PM parts Industrial Heating. 1983. -Vol.50. №9. -P.21-23.

124. Мармер Э.Н., Вислобоков В.И., Большов А.Г. Вакуумная закалка спеченных стальных шестерен Порошковая металлургия. 1986. №10.-С. 89-93.

125. Pease Leander F. Vacuum sintering and heat treatment of various PM alloys related to microstructures and properties. 1 Industrial Heating. 1986, Vol.53.-№5.-P.31-33.

126. Pease Leander F. Vacuum sintering and heat treatment of various PM alloys related to microstructures and properties. 2 Industrial Heating. 1986. Vol.53.-№5.-P.24-25.

127. Anonymous. Chrome brightens the way for sinter-hardening Metal Powder Report. 2003. №10. P. 40,43,44.

128. Ferguson H. Introduction to the heat treatment of sintered steel parts Powder Metallurgy International. 1972. Vol.4. №2. P.89-93.

129. Радомысельский И.Д., Напара-Волгина Г., Горб М.Л. Исследование механических свойств спеченной конструкционной стали, легированной

130. Гревнов Л.М., Осипова Е.И. Отпуск порошковой углеродистой стали Диффузионные материалов. процессы, ППИ, структура 1985. и свойства 135-142. порошковых Деп. в Пермь: И.Д., Черметинформации 23.04.86. №3356-ЧМ.

131. Радомысельский Жорняк А.Ф., Костырко Л.Н, Влияние температуры отпуска на структуру и прочность металлокерамической закаленной стали Порошковая металлургия. 1971, №6. 70-73.

132. Напара-Волгина Г., Костырко Л.Н., Радомысельский И.Д. Термическая и термомеханическая обработка порошковых конструкционных сталей (Обзор) Порошковая металлургия. 1983. -№10. 46-67.

133. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г. Механические свойства порошковых сталей после закалки и отпуска Структура и оптимальное упрочнение конструкционных материалов. Новосибирск: НЭИ, 1984. 46-51. ЮЗ.Гайдученко А.К., Жорняк А,Ф,, Кривенко А.Н., Радомысельский И.Д. Стабилизация структуры и свойств железографитных деталей, спекаемых в печи БЗПМ с регулируемым углеродным потенциалом заш;итной среды Порошковая металлургия. 1977, №7. 99-105.

134. Жорняк А.Ф., Костырко Л.Н., Радомысельский И.Д., Горб М.Л. Разработка оптимальных режимов изготовления и термообработки металлокерамических думка, 1972.-С. 170-173.

135. Анциферов В.Н., Боброва Н., Перельман О.М., Шацов А. А. Изотермический распад аустенита порошковой никельмолибденовой стали//МиТОМ.-1993.-№8.-С. 18-20.

136. Анциферов В.Н., Оглезнева А., Шацов А.А. Распад переохлажденного аустенита в порошковых фосфористых сталях МиТОМ. 1999. №5. 3-7. деталей из стального порошка Металлокерамические конструкционные материалы, Киев: Наукова

137. Bocchini G.F., lenco G., Parodi A. et al. The Hardenability of PM Steels: Correspondence between Microhardness, Microstructure and Cooling Speed of Jominy Probes Euro PM 2

138. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.3. P.211-217.

139. Маслюк B.A., Мамонова A.A., Грабчак A.K. Влияние температуры штамповки пористой заготовки на параметры тонкой структуры ферритной фазы в порошковой углеродистой стали Порошковая металлургия. 2002. №7/8. 24-28.

140. Резерв эффективности Под ред. Ю.Г. Гуревича. Челябинск: ЮжноУральское книжное изд-во,1982. 108 с.

141. Промышленная технология горячего прессования порошковых изделий Ю.Г. Дорофеев, Б.Г. Гасанов, В.Ю. Дорофеев и др. М.: Металлургия, 1990.-206 с. Ш.Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Структура и свойства порошковой стали 40Н2М после изотермической закалки Порошковая металлургия, 1987. 1 1 30-34.

142. Phillips R.R., Hammond D., Friedman I.L. PM aims for direct competition with old-tech industry Metal Powder Report. 2

144. Либенсон Г.А. Производство спеченных изделий. М., 1982. 76 с.

145. Коротушенко Г.В., Григоркин В.И. Механические свойства никелевых сталей со структурой изотермического и атермического мартенсита МиТОМ. 1974. №1. 41-46. ПЗ.Радомысельский И.Д. Применение методов порошковой металлургии для изготовления конструкционных деталей на машиностроительных и приборостроительных предприятиях Порошковая металлургия. 1980. 1 1 С 89-95.

146. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна. Справочник Под ред. акад. Н.Т. Гудцова. М. 1956 1204с.

147. Смирнов-Аляев 1972.-359с. Г.А,, Чикладовский В.П. Экспериментальные исследования по обработке металлов давлением. Л.: Машиностроение,

148. Новик Ф.С., Арсов Я.В. Оптимизация процессов технологии металлов методами планирования экспериментов. М.: Машиностроение; София: Техника, 1980.-304с.

149. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников. М.: Металлургия, 1969.-496с.

150. Горелик С, Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Приложение. М.: Металлургия, 1970. 107 с.

151. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Металлургия, 1961. 863 с.

152. Гинье А. Рентгенография кристаллов. М.: Металлургия, 1961. 604 с.

153. Нагорнов В.П. Аналитическое определение параметров субструктуры деформированных поликристаллов в рентгеновском методе аппроксимации с использованием функций Коши Аппаратура и методы рентгеновского анализа. Л.: Металлургия, 1982. Вып. 28. 67-71 124. Рид Электронно-зондовый микроанализ, -М.: Мир, 1979. 423 с.

154. Ковба Л.М., Трунов В.К. Рентгенофазовый анализ. -М.: МГУ, 1976. 232с.

155. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Липецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320с.

156. Попов А.А,, Попова Л.Е. Изотермические М.: Металлургия, 1965. 495 с.

157. Латьшов М.Г., Гревнов Л.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легированных никелем и молибденом Вестник и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста.

158. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. 480 с.

159. Масленников Н.Н., Боброва Н., Гревнов Л.М., Беккер В.Я. Влияние технологии получения на структуру и свойства термически упрочняемых порошковых сталей МиТОМ. 1997. №8. 20-22.

160. Новиков Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение. обработки М.: М.: Машиностроение, 1972.-510с. И.И. Теория термической металлов. Металлургия, 1974. 400 с.

161. Структурная наследственность порошковых сталей В.Н. Анциферов, Н.Н. Масленников, Н. Пещеренко и др. Пермь: РИТЦ ПМ, 1996. 122 с.

162. Анциферов В.Н., Боброва Н., Шацов А.А. Структура и свойства механически легированной стали ПК 50Н2М Порошковая металлургия. 1998. №3/4. 30-35.

163. Блантер М.Е. Металловедение и термическая обработка. М.: Машгиз, 1963.-416 с.

164. Влияние ТМО на диффузию углерода в стали, полученной динамическим горячим прессованием Ю.Г. Дорофеев, Н.Т. Жердицкий, В.Т. Пруцаков и др. Порошковая металлургия. 1972. №4 36-39.

165. Справочник по машиностроительным материалам Под ред. Г.И. Погодина-Алексеева. М.: Машгиз, 1959. Т.1. 907 с

166. Процессы сращивания в порошковых горячедеформированных материалах на основе железа. Сообщения 1-3 Б.Ю. Дорофеев, В.Ю. Дорофеев, Ю.Н. Иващенко и др. Порошковая металлургия. 1988. №6. 27-32; №7. 53-56; №8. 36-40.

167. Филлипов М.А., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. 256 с.

168. Hanejko P., Rawlings A., Slattery R. Surface Densification Approach to High Density Gears Euro PM 2

169. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.2 P.407-4I5.