Получение порошковой высокоазотистой аустенитной стали методом механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат наук Разумов, Николай Геннадьевич

• Разумов, Николай Геннадьевич
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Разумов, Николай Геннадьевич

Оглавление

Введение

ГЛАВА 1. АЗОТ В СТАЛИ

1.1. Классификация сталей легированных азотом

1.2. Растворимость азота в железных расплавах и влияние на нее легирующих элементов

1.3. Механизм влияния азота на свойства стали

1.4. Свойства азотистых и высокоазотистых сталей

1.5. Методы получения высокоазотистых сталей

1.5.1. Методы легирования жидкой стали азотом

1.5.2. Метод порошковой металлургии. Метод механолегирования

1.6. Современное состояние проблемы использования азота в сплавах на основе железа для придания им заданных свойств

1.7. Выводы по главе. Постановка цели и задач исследований

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА МЕХАНОЛЕГИРОВАНИЯ ЖЕЛЕЗА В СИСТЕМЕ Ге-Сг-№-Мп^

3.1. Исследование процессов фазообразования в системе Ге-Сг-М-Мп-Ы при механолегировании

3.2. Исследование закономерности изменения гранулометрического состава при механолегировании

3.3. Исследование содержание азота в порошке при механолегировании

3.4. Исследование физических свойств порошка, полученных механолегированием

3.5. Апробирование технологии механолегирования в системе Fe-18Cr-8Ni-12Mn на промышленной мельнице ZOZ Simoloyer® СМ08

3.6. Выводы по главе

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССА МЕХАНОЛЕГИРОВАНИЯ И ТОНКОЙ СТРУКТУРЫ СТАЛИ СИСТЕМЫ Fe-Cr-Ni-Mn-N

4.1. Исследование технологических параметров механолегирования в системе Fe-Cr-Ni-Mn-N

4.2. Исследование тонкой структуры порошка после механолегирования

4.3. Выводы по главе

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ СПОСОБОВ КОМПАКТИРОВАНИЯ ПОРОШКА ВЫСОКО АЗОТИСТОЙ СТАЛИ СИСТЕМЫ Fe-Cr-Ni-Mn-N

5.1. Горячая прокатка в оболочке

5.2. Искровое плазменное спекание

5.3. Исследование механических свойств компактных образцов

5.4. Выводы по главе

Выводы

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Получение порошковой высокоазотистой аустенитной стали методом механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере»

Введение

Перспективным классом современных материалов являются аустенитные стали, многие из которых находят применение как немагнитные, коррозионно- и износостойкие, а также криогенные материалы. Основным преимуществом аустенитных сталей являются высокие служебные характеристики (прочность, пластичность, коррозионная стойкость в большинстве рабочих сред) и технологичность. Особый интерес представляют аустенитные стали, в которых в качестве легирующего элемента используется азот.

Стали, легированные азотом, обладают одновременно высокой прочностью, пластичностью, коррозионной стойкостью и устойчивой аустенитной структурой в широком интервале температур. Благодаря введению азота в сталь снижается необходимость в дорогостоящих легирующих элементах, например, никеле, марганце или молибдене. Легирование сталей азотом позволяет решать не только вопросы повышения их прочности и экономии легирующих элементов, но и экологические проблемы.

Распространенные в настоящее время методы получения высокоазотистых сталей (плавка под повышенным давлением азота, плазмохимическое насыщение расплава, использование в качестве исходных веществ нитридов, сплавов обогащенных азотом и т.д.) предполагают использование сложного оборудования. Кроме того, ввиду высоких температур, необходимых для плавления стали, практически неизбежно получение крупнозернистых материалов, обладающих низкими механическими свойствами. Поскольку зерно в аустенитных сталях не может быть измельчено термической обработкой, требуется многократная обработка давлением, что, в конечном счете, приводит к увеличению длительности технологического цикла, повышению расхода энергии и удорожанию материала. В связи с этим значительный интерес для получения азотсодержащих сталей представляет метод механического легирования.

По оценке некоторых авторов, механохимические методы обработки материалов по своей энергонапряженности сопоставимы с электроннолучевой обработкой, а по воздействию на фазовые превращения - с ударно-волновой. Отличительной особенностью механохимических процессов является высокая доза энергии, подводимая к обрабатываемому материалу за короткий промежуток времени.

Данная технология позволяет получать твердые растворы, в которых содержание легирующих элементов может значительно превышать равновесное. Кроме того, механическое легирование сильно влияет на размер зерна в сплавах, позволяя получать сверхмелкозернистую и даже нанокристаллическую структуру.

В настоящее время в области механического сплавления накоплен достаточный теоретический и практический материал. Судя по последним литературным данным, значительно возрос интерес к технологии механолегирования железа аустенитообразующими элементами, в том числе и в азотосодержащих атмосферах. Однако, анализ данных работ показал противоречивость полученных результатов. Особенно это касается процессов взаимодействия азотсодержащих сред с железом

и аустенитообразующими элементами в условиях их совместной механоактивации.

В связи с вышеизложенным, целью диссертационной работы является разработка способа получения порошковой высокоазотистой аустенитной стали системы Ре-Сг-№-Мп-К методом механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере на основе анализа физико-химических закономерностей процессов фазообразования.

Для реализации сформулированной цели необходимо решить следующие задачи:

1. установить физико-химические закономерности процесса фазообразования при механическом легировании железа аустенитообразующими элементами Сг, N1, Мп в азотсодержащей атмосфере;

2. установить влияние технологических параметров на процесс растворения легирующих элементов в ходе механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере;

3. изучить особенности тонкой структуры порошка высокоазотистой аустенитной стали, полученного методом механического легирования;

4. получить компактные образцы из порошка высокоазотистой аустенитной стали с использованием современных технологий компактирования материалов с сохранением нанокристаллической структуры;

5. исследовать механические свойства компактных образцов из высокоазотистой порошковой аустенитной стали, полученной методом механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

1. Установлены закономерности процесса фазообразования при различных режимах механического легирования железа аустенитообразующими элементами системы Ре-Сг-№-Мп в азотсодержащей атмосфере.

2. Установлены особенности нанокристаллической структуры механолегированных порошковых сплавов системы Ре-18Сг-8Ы1-12Мп-Ы.

3. Показана принципиальная возможность получения компактного материала из порошка высокоазотистой аустенитной стали, полученного методом механического легирования, с пределом прочности более 1000 МПа.

Практическая ценность работы:

1. Разработан энергосберегающий способ получения порошка высокоазотистой аустенитной стали системы Ре-18Сг-8№-12Мп-1<1, с содержанием азота до 1 масс.%, методом механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере. На разработанный способ получения порошка высокоазотистой аустенитной стали получено два патента РФ.

2. Определены технологические параметры процесса растворения легирующих элементов при механическом легировании железа в системе Ре-18Сг-8ЫМ2Мп-К

3. Выявлено влияние способа компактирования порошка высокоазотистой аустенитной стали на механические свойства.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Энергосберегающий способ получения порошка высокоазотистой аустенитной стали системы Ре-Сг-№-Мп-К, включающий в себя применение метода механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере и обеспечивающий получение порошков аустенитной стали с нанокристаллической структурой и содержанием азота более 1%.

2. Закономерности процесса фазообразования при различных режимах механического легирования железа аустенитообразующими элементами системы Ре-Сг-№-Мп в азотсодержащей атмосфере.

3. Результаты исследования влияния технологических параметров на процесс растворения легирующих элементов в ходе механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере.

4. Особенности тонкой структуры порошка высокоазотистой аустенитной стали, полученного методом механического легирования.

5. Результаты экспериментальных исследований механических свойств компактных образцов из высокоазотистой порошковой аустенитной стали, полученных методом механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере.

Диссертация состоит из пяти глав. В первой главе проводится анализ современного состояния вопроса использования азота как легирующего элемента в сплавах на основе железа, механизмы его влияния на свойства сталей, а также рассматриваются существующие способы введения азота в сталь, их достоинства и недостатки, в частности рассматриваются

возможности механического легирования как способа получения сталей легированных азотом. Во второй главе приводится методика исследований, указан состав исследуемых материалов и режимы их механолегирования, дается описание используемого оборудования и экспериментальной установки. Третья глава посвящена исследованию процесса механического легирования железа аустенитообразующими элементами в азотосодержащей атмосфере. Установлено влияние параметров механического легирования (продолжительность, атмосфера, содержание легирующих элементов) на процессы фазообразования и содержание азота в получаемых сплавах. В четвертой главе детально изучены технологические параметры процесса механического легирования железа аустенитообразующими элементами и тонкая структура получаемых сплавов. Установлены закономерности растворения и распределения легирующих элементов в железе в ходе процесса механического легирования и особенности тонкой структуры. Пятая глава посвящена получению компактных образцов из механолегированных порошков, исследованию их микроструктуры, фазового состава и механических свойств. Предложена технология компактирования порошков системы Бе-Сг-М-Мп-Ы. Изучено распределение легирующих элементов в полученных компактных образцах.

Личный вклад автора состоит в модернизации лабораторной установки для механического легирования, разработке программы исследований, отработке технологий синтеза порошковых материалов, получении экспериментальных данных, отработке методик исследования материалов, разработке режимов консолидации и исследовании компактных образцов, анализе результатов и подготовке материалов к публикации.

Основные результаты работы докладывались на российских и международных конференциях: на международной научно-технической конференции «Нанотехнологии функциональных материалов (НФМ'10)» (Санкт-Петербург, 2010 г.); на 9-ой международной научно-технической конференции «Новые материалы и технологии: порошковая металлургия,

композиционные материалы, защитные покрытия, сварка» (Минск, Республика Беларусь, 2010 г.); на 9-ой Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (СММТ'2011) (Санкт-Петербург, 2011 г.); на XI Российско-китайском Симпозиуме с элементами научной школы для молодежи «Новые материалы и технологии» (Санкт-Петербург, 2011 г.); на международной научно-технической конференции «Нанотехнологии функциональных материалов (НФМ'12)» (Санкт-Петербург, 2012 г.); на 10-ой Международной научно-технической конференции "Новые материалы и технологии: порошковая металлургия, композиционные материалы, защитные покрытия, сварка" (Минск, Республика Беларусь, 2012 г.); на 8-ом международном симпозиуме "Инженерия поверхности. Новые порошковые композиционные материалы. Сварка" (Минск, Республика Беларусь, 2013 г.); на международном симпозиуме «6th German-Japanese| 6th International Symposium on nanostructures» (Kusatsu/Kyoto, Japan, 2013); на 10-ой Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии (СММТ2013)» (Санкт-Петербург, 2013 г.); на международной конференции «NT13: The Fourteenth International Conference on the Science and Application of Nanotubes» (Espoo, Finland, 2013).

Основные положения работы опубликованы в 16 статьях, из них 5 - в журналах, рекомендуемых перечнем ВАК РФ. Разработка защищена 2 патентами.

ГЛАВА 1. АЗОТ В СТАЛИ

В последние годы возрос интерес к производству и использованию стали, легированной азотом, который способен придавать ей новые свойства. Важнейшим преимуществом азота перед другими легирующими элементами является его доступность в практически неограниченном количестве. Получение азота не требует разрушений поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд. Применение его позволяет уменьшить или вообще исключить в коррозионно-стойкой стали содержание никеля и марганца [1,2].

Азот используют для легирования аустенитной хромомарганцевой и хромоникельмарганцевой стали с пониженным содержанием никеля, а также традиционной хромоникелевой и хромоникельмолибденовой стали с аустенитной или ферритно-аустенитной структурой; при этом азот выполняет функции добавки, упрочняющей и стабилизирующей аустенит, а также повышающей общую коррозионную стойкость. Эффективно влияние азота на стойкость против локальных видов коррозии. Легированная азотом коррозионно-стойкая сталь значительно превосходит по прочности и вязкости традиционную коррозионностойкую сталь [3].

Использование азота в коррозионностойкой стали позволяет:

• уменьшить содержание никеля и других аустенитообразующих элементов при сохранении заданной структуры;

• увеличить без изменения фазового состав содержание элементов-ферритообразователей (Мо, V, и др.), положительно влияющих на механические и коррозионные характеристики;

• упрочнить у- и а-твердые растворы при практической неизменности уровня пластической вязкости, повысить прочность в результате деформационного упрочнения при наклепе;

• увеличить коррозионную стойкость (сопротивление питтинговой и ножевой коррозии, коррозионному растрескиванию под напряжением, снизить интеркристаллитную коррозию);

• улучшить характеристики технологической пластичности в результате расширения интервала существования аустенита в высокотемпературной области [4-6].

1.1. Классификация сталей легированных азотом

При любом способе ввода азота в сталь содержание его в металле будет определяться давлением газовой фазы. Поэтому давление азота может быть положено в основу наиболее общей классификации сталей с азотом. По предложенной ранее классификации [7] легированные азотом стали можно разделить на три группы в зависимости от давления азота при их выплавке (рис. 1): микролегированнные азотом стали (область 1), азотистые стали (область 2), высокоазотистые стали (область 3). Эта классификация дает информацию и об уровне содержания азота в сталях (следовательно, о степени его влияния на свойства стали), и о технологиях их производства.

Рис. 1. Равновесное содержание азота в быстрорежущей и хромоникелевой сталях при 1600 °С, области составов стали: 1 - микролегированные азотом, 2 - азотистые, 3 - высокоазотистые стали [7]

\ %

о 6

б

При нормальном давлении могут выплавляться азотистые и микролегированные азотом стали. Различие между ними определяется химическим составом стали. Микролегированные стали имеют ферритную матрицу. Растворимость азота в феррите намного меньше, чем в жидком металле (рис. 2). Если при кристаллизации стали образуется феррит, то часть растворенного в металле азота выделяется в газовую фазу, образуя пузыри в слитке. Образование пузырей усиливается вследствие положительной ликвации азота в таких сталях. Центральная часть слитка кристаллизуется при значительно большем содержании азота, чем исходный металл. Азотные пузыри не завариваются при горячей деформации и образуют внутренние дефекты в готовом металле. Поэтому, чтобы избежать образования пузырей, в микролегированных азотом сталях содержание азота перед разливкой (см. рис. 2) должно быть меньше, чем равновесное с Рш = 0,1 МПа. Например, в низколегированных сталях содержится обычно не более 0,02-0,03 % азота [7]. Воздействие азота на свойства этих сталей осуществляется через нитридную фазу.

з

йот ;----—-----------—»----

#оо юос I гос 1400 >$оо кюо г X

Рис. 2. Растворимость азота в железе и стали при Рм2 = 0,1 МПа [7]

Азотистые стали содержат Сг, №, Мп и кристаллизуются по аустенитному механизму. Растворимость азота в легированном аустените выше, чем в жидком металле (см. рис. 2). В этом случае можно сохранить в

слитке весь растворенный при температуре выплавки азот без образования пузырей. Образовавшийся при кристаллизации аустенит обогащен азотом, порции металла, кристаллизующиеся последними, содержат азота меньше, чем исходный металл. Поэтому для аустенитных сталей, выплавляемых при нормальном давлении, возможно получение в слитке содержания азота, несколько превышающего равновесное с PN2 = 0,1 МПа. Содержание азота в азотистых сталях может достигать 0,4-0,5 % (см. рис. 1). При таком содержании азот уже существенно изменяет свойства стали.

Высокоазотистые стали (ВАС), по международной терминологии - high nitrogen steel (HNS), имеют содержание азота выше равновесного с Риг = 0,1 МПа, (см. рис. 1); для производства таких сталей нужны специальные гипербарические реакторы, производство ВАС возможно также осуществлять процессом плазменнодугового переплава при атмосферном давлении. Содержание азота в высокоазотистых аустенитных сталях может быть более 1 %.

1.2. Растворимость азота в железных расплавах и влияние на нее легирующих элементов

Исследования по взаимодействию азота со сталью были начаты Н.П. Чижевским и И.И. Жуковым в 1909 - 1914 гг. В части изучения диаграмм состояния «железо - азот» кроме первой диаграммы Анри (1923 г.) имеются уточненные (Е. Перером, 1930 г.) диаграммы. Подробное аналитическое обобщение данных о растворимости азота в нержавеющих сталях, их структуре и свойствах, данных по термодинамике растворов азота в расплавах на основе железа, в т.ч. в зависимости от концентрации примесей и легирующих элементов от температур, давлений; реакций в жидком металле, параметров диффузии и других факторов, связанных с особенностями выплавки, по состоянию на 60-е годы было сделано М.В. Приданцевым, Н.П. Таловым и Ф.Л. Левиным в [8]. Приведенная в [8]

диаграмма состояния железо - азот к 80-м годам была несколько дополнена (см. рис. 3), но существенных изменений в ней не появилось. Весьма значительная доля исследований азотосодержащих сплавов на основе железа посвящена выявлению факторов, влияющих на растворимость азота в расплавах и твердых фазах - аустените, феррите, мартенсите. Описание растворимости азота в стали законом Сивертса:

М=50ехр[-^1/Р* , (1)

К ? 1

где Бо - предэкспоненциальный множитель, АН° - тепловой эффект реакции, при постоянном давлении; Т - абсолютная температура, Я - газовая постоянная, не является универсальным для широкого спектра сплавов на основе железа. В настоящее время можно считать полностью доказанным, что растворимость азота в сплавах на основе железа подчиняется закону Сивертса только в области низких давлений (для системы Бе-Сг-К - до -0,5 МПа) [9].

Н, % (по пассе)

Рис. 3. Диаграммы состояния Fe-N (а), участок диаграммы состояния

Fe-N (б) [9]

На основе обработки сведений из более 500 источников о растворимости азота в расплавах на основе железа, с учетом гипотезы A.M. Самарина о

возможном различии в температурных зависимостях теплоты растворения азота в железе для различных температурных интервалов [10], авторами [11] были получены две аппроксимации экспериментальных данных, связывающие давление, температуру и концентрацию азота:

При Т< 1973 К: 1д-[Дг = - — -1,06; при Т>1973 К:

Л Т

.дМ 1^-0.79. (2)

Л Т

Для описания температурной зависимости коэффициентов активности азота Гы в легированных расплавах железа было получено выражение:

"700

2600 Т

lgff.iT) = —--0,39 | 1д^(1з73) ~ —-0,37 (3)

При равных температурах уровень растворимости азота в расплавах на основе железа может быть значительно увеличен, по сравнению с растворимостью в чистом железе за счет: легирования элементами, снижающими коэффициент активности азота в расплаве; повышения давления при выплавке.

Основными легирующими элементами для коррозионно-стойких сталей являются Сг, N1 и Мп. Их растворимость в твердых растворах на основе железа составляет десятки процентов. Поэтому влияние этих элементов на растворимость азота является наиболее значительным. М. Окамото и Т. Наито показали [12], что растворимость азота как в расплаве, так и в твердой фазе, у сплавов Ре-Сг-И в изученном интервале концентраций хрома (12-60%) значительно выше, чем у сплава Бе-Ы. Известно, что в чистом жидком железе при 1600°С и давлении 1 атм. растворимость азота составляет лишь 0,0438 ± 0,0007 мас.%. При этом с повышением температуры расплава она увеличивается, тогда как в жидких сплавах железа с нитридообразующими элементами (Мп, Сг, V, ]МЬ и др.) рост температуры вызывает снижение растворимости азота, как было показано Дж. Гумбертом, Дж. Эллиотом и Р. Пелке [13]. Данные о влиянии хрома, никеля, марганца и

других легирующих элементов, в т.ч. - нитридообразующих, на содержание азота в расплавах на основе железа при 1600°С и давлении 1 атм., приведены на рис. 4. Нитридообразующие металлы - V и № - оказывают наиболее значительное влияние на повышение растворимости азота в расплавах на основе железа. Из основных элементов, использующихся для коррозионно-стойких сталей - Сг, Мп, N1 - два элемента (хром и марганец) также увеличивают растворимость азота (Мп по более пологой гиперболической зависимости). Никель - не образующий нитридов элемент - снижает растворимость азота в стали.

Рис. 4. Влияние концентрации легирующих элементов на равновесную растворимость азота в сталях [10]

Хром в количестве 20% повышает растворимость азота примерно в 10 раз по сравнению с чистым железом, и отличается меньшей склонностью к образованию нитридов в твердом состоянии по сравнению с титаном, цирконием, ванадием, ниобием. Нитриды хрома менее термодинамически стабильны, чем нитриды указанных элементов, и могут растворяться и выделяться в процессе термической обработки. Отрицательное влияние никеля, важнейшего легирующего элемента нержавеющих сталей, на растворимость азота, а также его высокая стоимость и дефицитность

обусловили тенденцию снижения его уровня в большинстве промышленных высокоазотистых сплавов.

Поскольку при Рм свыше 0,5 МПа имеют место отклонения от закона Сивертса, большое значение имеют результаты прямых экспериментов, которые стали возможны благодаря развитию технологий выплавки под давлением азота. Обработка данных из [9], позволила установить зависимости растворимости азота от содержания Сг и Мп в модельных сплавах на основе железа при значениях парциального давления азота в газовой фазе над расплавом 1 и 2 МПа (соответственно, около 10 и 20 атм.) и температуре расплава 1800°С (рис. 3). Из рис. 5 видно, что хром более эффективно повышает растворимость азота, чем марганец, при обоих давлениях азота. Следует также отметить, что повышение давления азота вдвое вызывает больший прирост растворимости азота при 1800°С в расплавах, легированных хромом, чем в расплавах, легированных марганцем.

Рис. 5. Зависимость растворимости азота в расплавах Ре-Сг и Ре-Мп при 1800°С от концентрации хрома и марганца и величины давления азота в газовой фазе над расплавом (1 и 2 атм.) [9]

о

10 15 20 25 30 ЧСг Мп

В работе [14] приведены расчеты предельной растворимости азота в сплавах Ре-Сг-Мп-№-Мо. Результаты расчета приведены в табл. 1.

Таблица 1.

Влияние содержания никеля, хрома и марганца на предельную растворимость азота при кристаллизации в сталях Сг-Мп-№, содержащих

0,02%С и 1% Мо

№ % [Сг], % Концентрация азота (%) при содержании марганца (%)

1 3 6 9 12 15 18 21

13 0,174 0,194 0,229 0,270 0,313 0,370 0,434 0,507

16 0,222 0,248 0,292 0,345 0,400 0,473 0,554 0,648

19 0,284 0,317 0,374 0,442 0,512 0,605 0,709 0,832

1 21 0,334 0,373 0,441 0,520 0,603 0,713 0,835 0,977

24 0,415 0,463 0,547 0,646 0,749 0,885 1,031 1,213

27 0,511 0,571 0,674 0,795 0,922 1,089 1,276 1,494

30 0,681 0,754 0,898 1,059 1,229 1,452 1,701 1,991

13 0,169 0,189 0,223 0,263 0,305 0,361 0,423 0,495

16 0,182 0,235 0,278 0,328 0,383 0,450 0,527 0,616

19 0,277 0,309 0,365 0,431 0,500 0,590 0,691 0,809

3 21 0,318 0,355 0,419 0,494 0,574 0,678 0,794 0,929

24 0,394 0,441 0,520 0,614 0,712 0,841 0,985 1,149

27 0,487 0,542 0,640 0,756 0,877 1,036 1,213 1,420

30 0,647 0,723 0,853 1,007 1,168 1,373 1,617 1,892

13 0,161 0,180 0,212 0,250 0,304 0,343 0,402 0,470

16 0,206 0,230 0,271 0,320 0,371 0,438 0,514 0,601

19 0,257 0,286 0,338 0,399 0,463 0,547 0,641 0,750

5 21 0,302 0,337 0,398 0,470 0,545 0,644 0,755 0,883

24 0,375 0,419 0,494 0,583 0,678 0,799 0,937 1,096

27 0,462 0,516 0,609 0,718 0,833 0,984 1,153 1,350

30 0,615 0,687 0,811 0,957 1,110 1,312 1,537 1,808

13 0,149 0,167 0,197 0,232 0,269 0,318 0,373 0,436

16 0,190 0,213 0,251 0,296 0,344 0,406 0,476 0,557

19 0,244 0,272 0,322 0,380 0,440 0,520 0,609 0,713

7 21 0,287 0,321 0,379 0,447 0,518 0,612 0,716 0,840

24 0,356 0,398 0,470 0,555 0,587 0,716 0,890 1,042

27 0,439 0,490 0,579 0.683 0,792 0,930 1,096 1,283

30 0,585 0,653 0,771 0,910 1,056 1,247 1,461 1,710

13 0,137 0,153 0,181 0,208 0,247 0,292 0,342 0,401

16 0,167 0,187 0,220 0,260 0,321 0,356 0,417 0,488

19 0,224 0,250 0,294 0,349 0,405 0,479 0,560 0,655

10 21 0,257 0,287 0,339 0,401 0,454 0,549 0,643 0,753

24 0,319 0,353 0,422 0,497 0,577 0,681 0,798 0,934

27 0,393 0,439 0,519 0,612 0,710 0,839 0,983 1,150

30 0,524 0,586 0,691 0,811 0,947 1,118 1,310 1,533

Продолжение таблицы 1

13 0,126 0,141 0,167 0,197 0,228 0,269 0,316 0,369

16 0,161 0,180 0,213 0,251 0,293 0,344 0,403 0,472

19 0,207 0,231 0,272 0,322 0,373 0,441 0,516 0,604

13 21 0,237 0,265 0,313 0,369 0,428 0,506 0,593 0,694

24 0,294 0,389 0,388 0,458 0,531 0,628 0,736 0,859

27 0,362 0,405 0,478 0,564 0,654 0,773 0,906 1,060

30 0,483 0,540 0,637 0,752 0,872 1,030 1,202 1,413

13 0,120 0,134 0,158 0,186 0,216 0,255 0,299 0,350

16 0,153 0,170 0,201 0,236 0,273 0,323 0,378 0,443

19 0,196 0,218 0,256 0,302 0,350 0,414 0,485 0,567

15 21 0,224 0,251 0,301 0,355 0,412 0,487 0,571 0,668

24 0,279 0,311 0,365 0,431 0,500 0,633 0,692 0,810

27 0,343 0,383 0,460 0,543 0,630 0,744 0,877 1,021

30 0,457 0,511 0,613 0,724 0,840 0,992 1,274 1,360

1.3. Механизм влияния азота на свойства стали

Азот и углерод являются типичными элементами внедрения в сплавах на основе железа. Находясь в твердом а- или у-растворе они упрочняют его. Однако влияние азота как легирующего элемента отличается от аналогичного влияния углерода. Упрочнение легированного аустенита углеродом приводит к снижению его коррозионной стойкости вследствие образования карбидов хрома. Азот повышает термическую стабильность аустенита, имеет большую растворимость в у- и а-фазах, снижает активность углерода и тем самым дает возможность одновременного повышения его прочности и коррозионной стойкости [7]. Перечисленные различия связаны с различной структурой углеродистого и азотистого аустенита. Отличается и их электронное строение. Атомы углерода и азота являются донорами электронов. В азотистом аустените перенос электронов от атома азота к железу идет интенсивнее, чем обмен электронами между атомами углерода и железа в углеродистом аустените, что свидетельствует об усилении межатомной связи [15]. Пространственное распределение заряда в решетке азотистого аустенита более симметрично. При меньшем размере ионов азота это способствует большей растворимости азота в аустените по сравнению с углеродом. По данным электронного парамагнитного резонанса легирование

азотом приводит к локализации электронов, то есть к усилению ковалентной связи в аустените [15]. Отмеченные эффекты обуславливают высокую термическую стабильность азотистого аустенита и тем самым дают возможность получения макрогомогенного твердого раствора с высоким содержанием азота и достаточно высокой прочностью без выделения избыточных фаз. Азот, в отличие от углерода, уменьшает энергию дефекта упаковки, т.е. расщепляет дислокации [16-20]. Расщепление дислокаций приводит к сильному взаимодействию их с атомами азота и к уменьшению подвижности дислокаций, следствием чего являются высокие значения коэффициента деформационного упрочнения, сопротивления износу и релаксационной стойкости [15].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Разумов, Николай Геннадьевич, 2015 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Ригина Л.Г., Васильев Я.М., Дуб B.C., Колпишон Э.Ю. Легирование стали азотом //Спецэлектрометаллургия. - 2005. - № 2. - с. 14-21.

2. Костина М.В. Развитие принципов легирования Cr - N сталей и создание коррозионно-стойких сталей нового поколения со структурой азотистого мартенсита и аустенита для высоконагруженных изделий современной техники. Автореф. дисс. д-ра техн. Наук. М.: ИМЕТ РАН. -2003. - 376 с.

3. Костина М.В., Банных O.A., Блинов В.М., Дымов A.A. Легированные азотом хромистые коррозионно-стойкие стали нового поколения // Материаловедение. - 2001. - № 2. - С. 35 - 39.

4. Установщиков Ю.И., Рац A.B., Банных O.A., Блинов В.М., Костина М.В., Морозова Е.И. Структура и свойства высокоазотистых аустенитных сплавов Fe-18%Cr, содержащих до 2%Ni // Металлы. - 1998. - № 2. - С. 38 -43.

5. Торхов Г.Ф., Слышанкова В.А., Ульянин Е.А., Шеревера A.B. Структура и свойства высокоазотистых коррозионно-стойких аустенитных сталей. //МиТОМ.- 1978. -№11. - с. 8-11.

6. Gavriljuk V.G. Atomic scale mechanisms of strengthening of nitrogen steels // Mater. Sei. Forum Vols. - 1999. - v. 318-320. - p. 3-12.

7. Свяжин А.Г., Капуткина Л.M. Стали, легированные азотом // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. - 2005. - № 10. -с. 36-46.

8. М.В. Приданцев, Н.П. Талов, Ф.Л. Левин. Высокопрочные аустенитные стали. М.: Металлургия. - 1969. - 248 с.

9. Рашев Ц. Высокоазотистые стали. Металлургия под давлением. -София: Изд. Болгарской АН. - 1995. - 270 с.

10. Лякишев Н.П., Банных O.A. Новые конструкционные стали со сверхравновесным содержанием азота // Перспективные материалы. - 1995. -№ 1.-С. 73 - 82.

11. Стомахин А .Я., Юрин В.В., Котельникова Г.И., Григорян В.А. Термодинамика растворов азота в жидкой стали и оптимизация нитридообразующих микродобавок // Труды I Всесоюзной конференции «Высокоазотистые стали». Киев, 18-20 апреля 1990 г., С. 35 - 39.

12. Okamoto М., Naito Т. The phase diagram of the Fe-Cr-N system // Tetsu-to-Hagane, 1963, v. 49, p.1915-1921.

13. Pehlke R.D., Elliott J.F. Solubility of nitrogen in liquid iron alloys // Trans. AIME.- I960.-V. 218.-p. 1088.

14. Блинов B.M., Банных O.A., Костина M.B., Ригина J1.B., Блинов Е.В. О влиянии легирования на предельную растворимость азота в коррозионностойких низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr-Mn-Ni-Mo // Металлы. - 2004. - №4. - с. 42 - 49.

15. Бугаев В.М., Гаврилюк В.Г., Гладун О.В., Ефименко С.П., Надутов В.М., Татаренко В.А. Распределение атомов углерода и азота в аустените // Высокоазотистые стали. Труды 1ой Всесоюзной конф. - Киев. - 1990. - с. 147

- 158.

16. Банов P.M., Златева Г.З. Влияние азота на концентрацию дефектов упаковки в Cr-Мп аустените. // Изв. АН СССР. Металлы. - 1977. - №2. С. 172-176.

17. Капуткина Л.М., Сумин В.В., Базалеева К.О. Стабильность аустенита и дефекты упаковки в сталях с азотом // Материаловедение. - 2000.

- № 4. - С. 38 - 42.

18. Зегер А. Дислокации и механические свойства кристаллов. М.: Иностранная литература. 1960. - 179 с.

19. Гриднев В.Н., Петров Ю.Н., Рыжков Ю.Т. Температурная зависимость энергии дефектов упаковки в нержавеющей стали // УФЖ. -1974.-Т. 19-№4.-с. 579-583.

20. Douglass D.L., Thomas G., Roser W.R. Ordering, stacking faults and stress corrosion cracking in austenitic alloys // Corrosion. - 1964. - V. 20. - p. 15 -28.

21. Суязов А.В., Усиков М.П., Могутное Б.М. Исследование структурных превращений в сплавах железо-азот // ФММ. - 1978. - Т. 46. - с. 755.

22. Гаврилюк В.Г., Надутов В.М., Гладун О.В. Распределение азота в аустените Fe — N // ФММ. — 1990. - № 3. — с. 128- 134.

23. Briant C.L., Mulford R.A., Hall E.L. Sensitization of austenitic stainless steels, I. Controlled purity alloys // Corrosion, 1982, v. 38, №9, p. 468-477.

24. Nadutov V.M. Hyperfine interactions in austenitic nitrogen steels // Proceedings of the 3rd International Conference «High Nitrogen Steels». September, 14- 16, 1993. Kiev, Ukraine. - 1993. - p. 78 - 82.

25. Grujicic M., Owen W.S. Models of short range order in a face-centered cubic Fe-Ni-Cr alloy with a high concentration of nitrogen // Acta Metall. Mater. -

1995. V. 43.-№ 11.-p. 4201 -4211.

26. Гаврилюк В.Г., Дузь В.А., Ефименко С.П., Квасневский О.Г. Взаимодействие атомов углерода и азота с дефектами кристаллического строения аустенита. //ФММ. - 1987. - Т. 64. - №6. - с. 1132-1135.

27. Numakura Hiroshi et al. Nitrogen trapping to chromium in a-Iron studied by internal friction and magnetic after effect Techniques // ISIJ. Int. -

1996. - V. 36 - №3. - p. 290 - 299.

28. Пустов Ю.А., Базалеева K.O. Влияние азота на относительное электросопротивление и электродный потенциал аустенитных сплавов // Перспективные материалы. - 2003. - №2. - с. 90 - 94.

29. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч, I: Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982.

30. Афанасьев И.Д. и др. Старение холоднодеформированных азотосодержащих аустенитных сталей // ФММ. - 1990. - №7. - с. 853 - 859.

31. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургия, 1966. - 734 с.

32. Капуткина Л.М., Сумин В.В., Базалеева К.О. Влияние азота на склонность к образованию дефектов упаковки и температурную зависимость

термоэлектродвижущей силы в сплаве Fe - Сг // Письма в ЖТФ. - 1999. - Т. 25.-№24.-с. 50-55.

33. Сотников В.И. и др. Влияние азота на параметр кристаллической решетки аустенита сплава железа марганец // ФММ. - 1978. Т. 45. - № 5. - с. 1120.

34. Горынин И.В., Рыбин В.В., Малышевский В.А., Калинин Г.Ю., Мушникова С.Ю., Малахов Н.В., Ямпольский В.Д. Создание перспективных принципиально новых коррозионно- стойких корпусных сталей, легированных азотом // Вопросы материаловедения. - 2005. - № 2. С. 40-54.

35. Банных О.А., Блинов В.М., Костина М.В., Чорноморян С.А. Структура и свойства высокоазотистых аустенитных сталей для высоконагруженных сварных конструкций // Металлы. - 2001. № 5. - С. 79.

36. Локомский В.И. Плазменно-дуговой переплав. - Киев.: Техника. 1974. - 240 с.

37. Рашев Ц.В. Производство легированной стали. М.: Металлургия. -1981.-246 с.

38. Борисов Г.А. Давление в управлении литейными процессами. Киев.: Наукова думка. - 1988. - 270 с.

39. Григоренко Г.М. Водород и азот в металлах при плазменной плавке. Киев.: Наукова думка. - 1979. - 198 с.

40. Болдырев В.В. Механохимия и механическая активация твердых веществ // Успехи химии. - 2006. - Т. 75. - № 3. - С. 203-216.

41. Бутягин П.Ю. Проблемы и перспективы механохимии // Успехи химии. - 1994. - Т. 63. - С. 1031 - 1043.

42. Григорьева Т.Ф., Цыбуля C.B., Черепанова C.B., Крюкова Г.Н., Баринова А.П., Белых В.Д., Болдырев В.В. Фазообразование и эволюция микроструктуры при механохимическом получении метастабильных твердых растворов. // Неорганические материалы. - 2000. - Т. 36, № 2. - С. 194-200.

43. Аввакумов Е.Г. Механические методы активации химических процессов. - Новосибирск: Наука. - 1986. - 305 с.

44. Механический синтез в неорганической химии / Под ред. Е.Г. Аввакумова. - Новосибирск: Наука. - 1991. - 203 с.

45. Gaffet Е., Abdellaoui М., Malhouroux-Gaffet N. Formation of Nanostructural Materials Induced by Mechanical Processings // Materials Transactions, JIM. - 1995. Vol.36, No.2. - p.l98-209

46. Бутягин П.Ю., Стрелецкий A.H, Кинетика и энергетический баланс в механохимических превращениях // Физика твердого тела. - 2005. - Т. 47. -№ 5. - С. 830-836.

47. Болдырев В.В., Аввакумов Е.Г. Фундаментальные основы механической активации, механосинтеза и механохимических технологий. Новосибирск: Изд-во Сибирского отд-ния РАН. - 2009. - 342 с.

48. Барамбойм Н.К. Механохимия высокомолекулярных соединений. М.: Химия. - 1978.

49. Bridgmen P. Effects of high shear stress combined with high hydrostatic pressure//Phys. Rev. - 1935. - V. 48.-p. 825 - 836.

50. Хайнике Г. Трибохимия. M.: Мир. - 1987. - 584 с.

51. Koch С.С., Cho Y.S. Nanocrystals by high energy ball milling // Nanostructured Materials. - 1992. Volume 1, Issue 3. - p. 207-212.

52. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling // Progress in Materials Science. - 2001. Volume 46, Issues 1-2. - p. 1-184.

53. Yavari A.R., Desre P.J., Benameur T. Mechanically driven alloying of immiscible elements // Phys. Rev. Lett. - 1992. - V. 68. - № 14. - p. 2235.

54. Fecht H.-J. Nanostructure formation by mechanical attrition // NanoStructured Materials. - 1995. Volume 6, Issues 1-4. - p. 33-42.

55. Li S., Wang K., Sun L., Wang Z. A simple model for the refinement of nanocrystalline grain size during ball milling // Scripta Metall Mater. - 1992. -V. 27. - p. 437 -442.

56. Григорьева Т.Ф., Баринова А.П., Ляхов Н.З. Механохимический синтез интерметаллических соединений // Успехи химии. - 2001. - Т. 70. - № 1.-С. 52-71.

57. Kaloshkin S.D., Tomilin I.A., Shelekhov E.V., Cherdyntsev V.V., Andrianov G.A., Baldokhin Yu.V. Formation of supersaturated solid solutions in the Fe-Cu system during mechanical alloying // The Physics of Metals and Metallography. - 1997. - T. 84. - № 3. - C. 245-250.

58. Болдырев B.B. Исследования по механохимии твердых веществ // Вестник Российского фонда фундаментальных исследований. - 2004. № 3. - с. 38-58.

59. Болдырев В.В., Цыбуля С.В., Черепанова С.В. Крюкова Г.Н., Григорьева Т.Ф., Иванов E.IO. Исследование микроструктуры пересыщенных твердых растворов, полученных механохимическим сплавлением // Докл. АН. - 1998. - Т. 361, № 6. С. 784-787.

60. Елсуков Е.П., Дорофеев Г.А. Механическое сплавление бинарных систем Fe-M (М = С, Si, Ge, Sn): кинетика, термодинамика и механизм атомного перемешивания // Химия в интересах устойчивого развития. - 2002. № 10. - С. 59.

61. Елсуков П., Дорофеев Г.А., Болдырев В.В. Сегрегация sp-элементов на границах зерен наноструктуры a-Fe при механическом сплавлении // Доклады Академии наук. - 2003. - Т. 391. № 5. - С. 640-645.

62. Cisneros М.М., Lopez H.F., Mancha Н. Development of austenitic nanostructures in high-nitrogen steel powders processed by mechanical alloying // Metallurgical and materials transactions A. - 2002. V. 33A. - pp. 2139-2144.

63. Cisneros M.M., Lopez H.F., Mancha H. Processing of nanostructured hight- nitrogen stainless steel by mechanical alloying // Metallurgical and materials transactions A. -2005. - V. 36A. - pp. 1309-1316.

64. Cisneros M.M., Mendez M., Mancha H. Structure of a Fe-Cr-Mn-Mo-N alloy processed by mechanical alloying // Metallurgical and materials transactions A. - 2002. - V. 33A. - pp. 3273-3278.

65. Tsuchiyama Т., Uchada H., Kataoka K. Fabrication of fine-grained high-nitrogen austenitic steels through mechanical alloying treatment // ISIJ International. - 2002. - Vol. 42. - No. 12. - pp. 1438-1443.

66. Дорофеев Г.А., Сапегина И.В., Ладьянов В.И. и др. Механическое сплавление и интенсивная пластическая деформация нанокристаллических высокоазотистых нержавеющих сталей // Физика металлов и металловедение. -2012.-т. 113. № 10.-с. 1014- 1025.

67. Шабашов В.А., Козлов К.А., Ляшков К.А. и др. Влияние алюминия на процесс твердофазного механического легирования железа азотом в шаровой мельнице // Физика металлов и металловедение. - 2012. - т. 113. № 10.-с. 1045- 1054.

68. Патент РФ № 2324757. Нанокристаллический материал со структурой аустенитной стали, обладающий высокой твердостью, прочностью и коррозионной стойкостью, и способ его изготовления // Миура Харумацу, Мияо Нобуаки, Огава Хиденори и др. Опубликован: 20.05.2008.

69. Haghir T., Abbasi M.H., М.А., Panjepour M. Investigation of a to у transformation in the production of a nanostructured high-nitrogen austenitic stainless steel powder via mechanical alloying // Materials Science and Engineering A. № 507. - 2009. - p. 144 - 148.

70. Gleiter H. Nanocrystalline materials // Progress Mater. Sci. - 1989. Volume 33. Issue4.-p. 223 - 315.

71. Гусев А.И., Ремпель А.А. Нанокристаллические материалы. - M.: Физматлит. - 2000. - 224 с.

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

73. Носкова Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: Уральское отд-е РАН.-2003.-279 с.

74. Андриевский Р.А., Рагуля А.В. Наноструктурные материалы. - М.: Академия. - 2005. - 195 с.

75. Siegel R.W. Mechanical properties о ultrafine-grained materials // Kluwer Head. Publ. - 1993. - V. 233. - p. 509.

76. Котов Ю.А. Нанопорошки, получаемые с использованием импульсных методов нагрева мишени // Перспективные материалы. - 2003. -№4.-с. 79.

77. Морохов И.Д., Трусов Л.Д., Лаповок В.И. Физические явления в ультрадисперсных средах. - М.: Наука. - 1984. - 472 с.

78. Valiev R.Z., Krasilnikov N.A., Tsenev N.K. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure // Materials Science and Engineering: A. -1991.-Т. A 137. C. 35-40.

79. Salischev G.A., Imaev R.M., Imaev V.M., Gabdulin N.K. Formation of submicrocrystalline structures and superplasticity //Mater. Sci. Forum. - 1993. V. 113-115.-p. 613-619.

80. Салищев Г.А., Валиахметов О.P., Галеев P.M., Малышева С.П. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства // Металлы. - 1996. - № 4. - С. 86.

81. Chakkingal U., Suriadi А.В., Thomson P.F. Microstructure development during equal channel angular drawing of A1 at room temperature // Scripta Materialia. - 1998. Volume 39, Issue 6. - p. 677-684.

82. Горюнов A.B., Зарембо В.И., Франк-Каменецкая Г.Э., Шульгин С.О. Рентгенофазовый анализ порошковых материалов на дифрактометре ДР-02 «Радиан»: Учебное пособие. - СПб: СПбГТИ (ТУ), 2011.- 48 с.

83. Алексеевский Е.В., Гольц Р.К., Мусакин А.П. Количественный анализ. - М.: Госхимиздат, 1948. - 512 с.

84. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. -М.: Металлургия, 1982. - 632 с.

85. Иванов С.А. Электронная микроскопия: Учебное пособие. - СПб.: ЛГТУ, 1991г.-92 с.

86. Tokita M. Mechanism of spark plasma sintering. Режим доступа: http://xa.vimg.com/kq/groups/3862917/2Q54596553/name/SUMITOMO%252BRE VIEW-Spark-Plasma-Sintering.pdf (дата обращения: 7.05.2013).

87. Munir Z.A., Anselmi-Tamburini U., Ohyanagi M.. The effect of electric field and pressure on the synthesis and consolidation of materials: A review of the spark plasma sintering method // Journal of Materials Science. - 2006. - №41. -p. 763-777.

88. Masao Tokita. Handbook of advanced ceramics. Materials, applications, processing, and properties. - Waltham: Academic Press. - 2013. 1258 p.

89. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. -М.: Металлургия. 1985.

90. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа (под ред. О.А.Банных, М.Е.Дрица). - М.: Металлургия, 1986. -439 с.

91. Елистратов А.В., Блинов В.М., Рахштадт А.Г. и др. Влияние химического состава и структуры высокохромоазотистых сталей на их коррозионную стойкость // МиТОМ. - 2003, №10, - с. 21 - 25.

92. Арестов О.В. Механохимический синтез металлоподобных тугоплавких соединений в многокомпонентных системах // Автореф. дисс. канд. техн. наук. - Владивосток: ДВГТУ, 2002. - 23 с.

93. Андриевский Р.А. Порошковое материаловедение. М.: Металлургия, 1991.-205 с.

94. Gleiter Н. Nanostructured materials: state of the art and perspectives // NanoStructured Materials. - 1995. Volume 6, Issues 1-^1. - p. 3-14.

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

96. Thomas G.J., Siegel R.W., Eastman J.A. Grain boundaries in nanophase palladium: High resolution electron microscopy and image simulation // Scripta Metallurgica et Materialia. - 1990. Volume 24, Issue 1. - p. 201-206.

97. Wunderlich W., Isida Y., Maurer R. HREM-studies of the microstructure of nanocrystalline palladium // Scripta Metallurgica et Materialia. - 1990. Volume 24, Issue 2.-p. 403^108.

98. Grabski M. W. Mechanical properties of internal interfaces // J. Phys. Colloques. - 1985. Vol. 46, № C4. - p. 567 - 579.

99. Valiev R.Z., Gertsman V.Yu., Kaibyshev O.A. Grain boundary structure and properties under external influences // Physica status solidi (a). - 1986. Volume 97, Issue 1. - p. 11-56.

100. Кайбышев O.A., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. -М.: Металлургия. 1987. - 214 с.

101. Кипарисов С.С., Либенсон Г.А. Порошковая металлургия. -М.: Металлургия. - 1980. - 496 с.

102. Либенсон Г.А., Лопатин В.Ю., Комарницкий Г.В. Процессы порошковой металлургии. В 2-х томах. Т.2. Формование и спекание. -М.: МИСиС. 2002. - 320 с.