Структурные изменения и физико-механические свойства инструментальных сталей и твердых покрытий при термическом воздействии и трении тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, доктор технических наук Сизова, Ольга Владимировна

• Сизова, Ольга Владимировна
• доктор технических наук
• 1998

Оглавление диссертации доктор технических наук Сизова, Ольга Владимировна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА КИНЕТИКУ РОСТА ЗЕРНА В БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ

1.1. Анализ процесса структурообразования быстрорежущей стали при высокотемпературном нагреве

1.2. Структурная наследственность при нагреве быстрорежущей стали с перлитной структурой

1.3. Анализ зависимости прочностных и режущих

свойств стали Р6М5 от структурного

состояния

Заключение к главе 1

2. СТРУКТУРА И ИЗНОС БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ ПОСЛЕ

ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЯ

2.1. Структура быстрорежущей стали после

термоциклирования

2.2. Структура быстрорежущей стали после термоциклирования и высокотемпературного нагрева

2.3. Закономерности формирования и разрушения поверхностных структур при трении инструментальных сталей

Заключение к главе

133

3. ИЗНАШИВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ВОЗДЕЙСТВИИ

АБРАЗИВОМ

3.1. Изучение процессов изнашивания карбидосодержа-щих материалов

3.2. Изнашивание инструментальных сталей абразивной глинистой массой

3.3. Абразивное изнашивание высоколегированных

сталей

Заключение к главе 3

4. СТРУКТУРА И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ТВЕРДЫХ БОРИДНЫХ И

КАРБИДНЫХ ПОКРЫТИЙ

4.1. Изучение структуры и износостойкости хромовых покрытий, полученных электролитическим способом

4.2. Диффузионное хромирование и многокомпонентное легирование поверхности

4.3. Структура и свойства боридных слоев

4.4. Износостойкость боридных покрытий

4.5. Коррозионная стойкость карбидных и боридных

слоев

Заключение к главе 4

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

ЛИТЕРАТУРА

ПРИЛОЖЕНИЯ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурные изменения и физико-механические свойства инструментальных сталей и твердых покрытий при термическом воздействии и трении»

ВВЕДЕНИЕ

Основным требованием, предъявляемым к сталям для режущего инструмента и изнашивающихся частей деталей машин, является сохранение свойств термически обработанного материала в режущей кромке или тонком поверхностном слое в течение длительного времени. Традиционно для изготовления режущего инструмента и формующей оснастки применяются инструментальные стали, в том числе и быстрорежущие, необходимый уровень износостойкости которых достигается за счет структурных и субструктурных резервов материала. Ориентированная на требуемые свойства система легирования быстрорежущих сталей достаточно сложна и долгое время претерпевала изменения в поисках оптимального состава. Наиболее важными свойствами стали, обеспеченными оптимальным легированием, являются сохранение твердости и теплостойкости при внешнем трении с высокими скоростями и нагрузками.

Внешнее трение сопряженных материалов имеет непо-средственую связь с упругопластической деформацией, которая обусловлена взаимодействием микронеоднородностей контактирующих поверхностей. Этот процесс сопровождается совокупностью явлений, среди которых выделим такие, как возникновение высоких локальных температур и давлений, способных вызвать фазовые превращения в поверхностном слое. Проблема формирования структуры и свойств материала в зоне трения имеет самостоятельное значение, так как (в отличие от имеющих место в условиях традици-

онных методов воздействия) эти структуры метастабильны и переходят в новое состояние под действием того или иного фактора.

В этой связи особо отметим процесс обработки металлов резанием, как протекающий в сложных температурных и деформационных условиях. Он сопровождается, как известно, многократными нагревами-охлаждениями и интенсивным трением, вызывающим износоразрушение поверхностей инструмента. Под износоразрушением понимают нарушающий работоспособность поверхности процесс дисперсионного отделения, деформационного перемещения и изменения энергетического состояния поверхности твердого тела. Быстрорежущая сталь, поэтому, наряду с высокой теплостойкостью твердого раствора (матрицы) должна содержать определенное количество нерастворившихся карбидов, сопротивляющихся износу в процессе резания и трения.

В отожженном состоянии практически весь углерод связан в карбиды, но матрица имеет низкую твердость и прочность. Во время аустенитизации вторичные карбиды растворяются, обогащая матрицу легирующими элементами и углеродом, в то время как эвтектические карбиды остаются нерастворимыми. При заключительном охлаждении образуется мартенсит. Так как температура конца мартен-ситного превращения находится ниже комнатной температуры, то в структуре сохраняется остаточный аустенит. Повышение температуры аустенитизации продолжает растворение вторичных карбидов, в результате чего возрастает твердость. Таким образом, соответствующим выбором температуры аустенитизации можно регулировать структуру и прочностные свойства стали.

Наиболее систематизированные исследования в данной области проведены прежде всего Э. Гудремоном [1], Ю.А.Геллером [2], А.П.Гуляевым [3] , М.Л. Бернштейном [4] . Применительно к парам трения - это реализация структурных превращений, характерных для данных материалов и покрытий, разработка составов и свойств новых инструментальных материалов, способных обеспечить требуемый ресурс работы инструмента и трибосопряжения. Основное внимание при этом уделялось созданию структурных критериев работоспособности, связанных с влиянием величины зерна, количества и размера частиц упрочняющей фазы, толщины и плотности покрытия.

Вместе с тем характер разрушения режущей кромки инструмента качественно отличается от такового при объемном разрушении закаленной стали. Это отличие связано с условиями работы инструмента и, прежде всего, с более сложным влиянием температуры и давления. Известно, что процесс резания и шлифования, как и любой процесс трения, характеризуется возникновением в поверхностных слоях периодических разогревов и охлаждений. Температура разогрева режущей кромки инструмента контролируется режимом резания и теплопроводностью обрабатываемого материала и инструмента. При периодическом изменении температуры на поверхности происходят необратимые структурные превращения и снижение износоустойчивости материала. Еще в исследованиях В.Д.Кузнецова и Б.И.Костецкого показано, что при обработке металлов шлифованием и резанием тончайший поверхностный слой инструмента испытывает нагрев выше точки Асз на диаграмме состояния стали. Для многих инструментальных сталей это

соответствует температуре закалки или высокотемпературного отпуска. В современной литературе по трибологии существуют различные взгляды на природу возникновения и распада структур в зоне контакта, но в том, что разрушение поверхностного слоя происходит в результате многократных воздействий, мнения исследователей совпадают.

Наиболее полное представление о характерных особенностях процессов, протекающих на поверхности, о температурах, возникающих в зоне трибоконтакта и о продолжительности выдержек при этих температурах может дать оценка структурного состояния материала. Необходимость анализа структуры поверхности вытекает еще и из малой достоверности существующих методик экспериментальной оценки и расчета теплового баланса в зоне трения, а также трудностей экспериментального определения температуры. Следует учитывать также, что тепловые воздействия при резании неразрывно связаны с деформацией, которая развивается в области температур, являющихся для большинства инструментальных сталей интервалом температур сверхпластичности.

Явление сверхпластичности при фазовых превращениях широко используется для улучшения технологических свойств сталей, в том числе и обладающих пониженной пластичностью быстрорежущих сталей. Интерес к исследованиям структурных превращений, протекающих при этом явлении, никогда не ослабевал, так как они определяют конечные свойства материала. Так, оценка влияния сверхпластической деформации на структуру сталей, полученных различными способами металлургического производства, показала [5] , что у сталей возрастает дисперсность и

равноосность карбидной фазы и повышение легированности твердого раствора. Уменьшение количества карбидной фазы после сверхпластического деформирования быстрорежущей стали при одновременном возрастании параметра решетки матрицы подтверждает гипотезу о растворении карбида М6С в процессе деформации. Можно предполагать, что при последующей закалке обогащенный легирующими элементами а-твердый раствор будет обладать более высокими механическими свойствами и теплостойкостью.

Анализ литературных данных показывает также, что в экспериментальных исследованиях изнашивания сталей эти структурные особенности учитываются недостаточно и допускается, что формирование частиц износа и структурное состояние микрорельефа в зоне контакта обусловлено исходной структурой. Причем предполагается, что свойства, присущие этой структуре, сохраняются и в процессе трения. Тем самым, вопреки хорошо известным представлениям о поведении материала в условиях силового и температурного воздействий, процесс структурообразования на контакте инструмент-материал и абразив-материал считается стабильным.

Этот недостаток в оценке износостойкости сталей сложился в силу ограниченности методических средств, которые зачастую не позволяют определить необходимые характеристики из-за многофакторности процесса трения. Тем более сложно проследить динамику изменения физико-механических и триботехнических характеристик во времени. В связи с этим анализ причин, вызывающих тот или иной износ материала сопряжен с трудностями, связанными с недостатком прямых экспериментальных данных. Кроме

того, последнее не позволяет адекватно объяснить имеющие место значительные различия в износостойкости сталей при одинаковых значениях механических свойств. Можно предположить, что объемные нагревы, например, при отпуске стали, и локальные разогревы металла в зоне трения различаются хотя бы потому, что при износе разогрев микрообъемов металла совмещен с их деформированием. Также и силовая картина нагружения при изнашивании значительно сложнее, чем при статическом растяжении или сжатии. Прежде всего это обусловлено тем, что контактирование при трении является локальным, связанным с шероховатостью поверхностных слоев твердых тел. Отсюда следует и локализация деформации, масштаб которой значительно меньше, а величина существенно больше, чем при объемном деформировании.

Особое влияние на физико-механические характеристики, состав и строение зоны трения, которое оказывает температура, связано с возможностью фазовых превращений в ограниченных объемах, с разностью коэффициентов термического расширения составляющих фаз, что вызывает возникновение микротрещин, расслоение и разрушение зоны трения. Весьма вероятно и образование субструктур, с появлением которых существенно изменяются свойства стали. Необходимо помнить, что режущий инструмент и оснастка испытывают повторные нагревы, находясь в термически обработанном состоянии. Как правило они имеют при этом многофазную структуру, состоящую из структурных составляющих неодинакового строения и свойств твердый и упругий мартенсит, вязкий аустенит и хрупкая карбидная фаза сложного химического состава и различной

дисперсности. Вся эта сложная система, подвергаясь воздействию высоких температур и давлений, претерпевает совокупность превращений и связанных с ними производных явлений, в результате которых структура и свойства рабочей поверхности инструмента весьма отличаются от исходных свойств металла, заданных предшествовавшей трению термической обработкой.

Процессы, протекающие при нагревах сталей, в том числе и многократных, традиционно привлекали внимание металловедов, так как, во-первых, высокотемпературный нагрев - это основной процесс любой термической обработки, при реализации которого и формируются основные свойства стали. Во-вторых, необходимость повторных закалок часто имеет место в практике термической обработки из-за необходимости исправления брака, связанного с предшествующими нагревами и другими причинами.

Принято считать, что комплекс свойств, формирующийся у стали в результате термической обработки, существенно зависит от размера так называемого действительного аустенитного зерна, величина которого непосредственно определяется температурой закалки - чем выше температура, тем крупнее зерно и ниже прочностные свойства стали. Результаты ряда исследований [6-8] показали, что образование зерна стали не всегда подчиняется этой простой схеме. Зачастую имеет место осложнение процесса фазовой перекристаллизации, непосредственно связанное с проявлением закона структурной наследственности. Механизм его проявления у сталей с разной исходной структурой может реализоваться по-разному, но основные его признаки заключаются в следующем: при

очень быстром или медленном нагреве восстанавливается размер зерна исходной структуры. При этом сохраняется ориентационная связь аустенита с мартенситом и некоторые его свойства. При нагреве выше точки Ас3 унвслед-ствованное зерно заменяется новым, более мелким в результате процесса, не связанного с изменением фазового состояния [7] . В быстрорежущих сталях не исключается возможность восстановления и рекристаллизации аустенит-ного зерна, здесь большое значение имеет образование субструктуры. Исследование свойств быстрорежущей стали с рекристаллизованной и фрагментированной структурой, несомненно, облегчило бы понимание закономерностей структурообразования в режущей кромке инструмента и позволило бы прогнозировать реальные сроки его эксплуатации .

Наряду с явлением вторичной закалки, неизбежно сопутствующей процессу трения, последний сопровождается и многократным термоциклированием в области температур Асх - начала фазовых превращений в сталях. Этот вид нагрева интересен тем, что за счет накопления структурных изменений материал при каждом новом цикле или через несколько циклов может приобретать структуру, недостижимую при обычных видах термообработки.

В практике термической обработки стали используются многие способы термоциклирования, различающиеся между собой по технологическим параметрам. Это процессы полной или частичной фазовой перекристаллизации, дисперсионного твердения и рекристаллизации. При совмещении пластической деформации и термоциклической обработки может быть значительно измельчено зерно и улучшены

свойства стали [8-11]. Но все исследования, связанные с изучением структуры и свойств инструментальных сталей, образующихся в процессе этих обработок, направлены на повышение рабочих свойств стали и ограничены достижением некоей конечной стабильной структуры. Попытки же получения информации об изменении закаленной структуры при многократных температурных воздействиях ограничены рассмотрением либо релаксации возникающих структурных напряжений [12], либо более полным завершением фазовых превращений, достигнутых закалкой [13].

При резании и изнашивании оба эти процесса накладываются друг на друга. Известно, например, что температура режущей кромки соответствует скорости резания, а зависимость интенсивности изнашивания металлорежущего инструмента от скорости резания имеет немонотонный характер с выраженным пиком стойкости в определенном, весьма узком диапазоне скоростей. Для объяснения этой немонотонности предложены различные гипотезы [14,15], которые связывают изменение интенсивности и характер износа режущего инструмента с возможными структурно-фазовыми превращениями. Однако физическая природа этой экстремальной зависимости изучена явно недостаточно. Можно полагать, что при длительном циклическом нагруже-нии, каким и является процесс резания и трения, сопротивление материала износу обусловлено возникающими в поверхностном слое инструмента диссипативными структурами, которые эффективно рассеивают подводимую к трибо-системе энергию. Образование данных структур придает поверхности определенные физико-химические свойства и равновесную шероховатость, характеризующую основную ме-

ханическую составляющую силы трения. Отметим, что механизмы диссипации энергии по существу должны являться механизмами релаксации локальных напряжений. Они реализуются за счет появления ротационных мод деформации, ответственных за формирование фрагментированной субструктуры, которая является мезоструктурой нижнего уровня [16]. Кроме того, как отмечено в [17], формирование и эволюция субструктуры в процессе деформации вносит значительный вклад в упрочнение материалов мар-тенситного класса, а также ведет к зарождению и развитию микротрещин, ответственных за разрушение. Локализация деформации в поверхностном слое при трении, по-видимому, обуславливает отличную от описанной в [18] последовательность образования субструктур, тем не менее, характерные черты структурных превращений и следствия, к которым это приводит, должны быть общими как для объемного, так и поверхностного деформирования. Поэтому изучение закономерностей эволюции микроструктуры при термической и механической обработках может помочь в понимании особенностей деградации и разрушения поверхностных слоев металлов при трении.

Специфика работы инструмента состоит также в том, что режущая кромка подвергается и абразивному изнашиванию из-за попадания в зазор между инструментом и контртелом частиц стружки и разрушающейся режущей поверхности. Часто абразивное изнашивание происходит в коррозионно-активной среде. Особенно возрастает роль абразивного изнашивания при обработке твердых и хрупких материалов.

Перечисленные выше явления, характеризующие трение и износ, для большинства технологических процессов имеют очень важное значение. Они определяют температур-но-контактные условия трения, от которых, в свою очередь, зависит диссипация энергии в сопряжении, а значит, изменение структуры и свойств поверхностных слоев материалов.

Многочисленные исследования процесса изнашивания показали, что при контактировании абразива с поверхностью происходят структурные изменения в поверхностном слое материала и образование так называемых "вторичных структур'', защищающих металл от разрушения [14,19]. Скорость изнашивания определяется динамическим равновесием образования и разрушения этого слоя вторичных структур. В связи с этим задача изучения возникновения таких структур и факторов, способствующих этому, весьма актуальна. Специфика протекания данного процесса зависит от типа структуры и, как правило, корреляции между твердостью и износостойкостью нет.

То же можно сказать и об абразивной стойкости гетерогенных материалов, которая контролируется не только твердостью, но и вязкостью разрушения, что требует определенного соотношения между объемами твердой фазы и матрицы в каждом конкретном случае. Известно, что повышение износостойкости сталей достигается за счет твердой карбидной или интерметаллидной фазы, но размер частиц при этом должен быть сопоставим с размерами частиц абразива. Эти условия весьма трудно соблюсти для быстрорежущей и высокохромистой стали, карбидная фаза которых состоит из частиц разных размеров и разнообразной

формы. Мелкие частицы цементита, как правило, не способны сколь-нибудь значительно сопротивляться абразивному износу. В таких случаях задача решается путем создания на поверхности инструмента защитных покрытий. В настоящее время дополнительное упрочнение режущей кромки термически обработанной стали реализуется путем разнообразных видов плазменной и ионо-плазменной, химико-термической обработки и обработки высококонцентрированными потоками вещества и энергии.

Необходимо однако отметить, что в большинстве исследований, посвященных этому вопросу, рассматриваются, как правило, теория процесса, разработка методов и режимов насыщения. Изучаются и свойства собственно самих защитных слоев (толщина, твердость, жаростойкость и т.д.), но очень мало исследований посвящено изучению прочностных свойств материала с покрытием в условиях воздействия на них внешних нагрузок, среды, температуры и других факторов. Отсутствие этих данных не позволяет более полно и достоверно оценить пригодность того или иного вида покрытий для конкретных условий эксплуатации. Поэтому систематическое изучение поведения твердых покрытий в условиях коррозионно-механического и ударного воздействия остается актуальной задачей.

Предпринятые в последние годы попытки рассмотрения системы материал-инструмент как высокоскоростной пары трения, находящейся под воздействием экстремальных температур и давлений в зоне контакта [20,21], не что иное как трактовка процесса резания с помощью трибологиче-ских представлений и аналогий. Результаты новых методов на базе уже известных в трении подходов используются

для качественного, а иногда и количественного описания взаимовлияния параметров в трибосистеме материал-инструмент. Проблема здесь состоит в том, что при резании возможны практически все основные механизмы износа - абразивный, адгезионный и отделение частиц поверхности в результате механического воздействия. Изучение этих механизмов, а также анализ структуры поверхностных слоев и особенностей кинетики ее формирования приобретает важное значение, так как позволяет оптимизировать процесс износа подбором соответствующих материалов и упрочняющих обработок.

Изложенный в диссертации материал содержит решение актуальных проблем металловедения и термической обработки, которые были составной частью программы СО РАН по приоритетному направлению "Научные основы конструирования новых материалов и создания перспективных технологий" в период выполнения диссертационной работы. Необходимость изучения механизмов изнашивания и разрушения многофазных инструментальных материалов, рассмотренных в диссертации, обусловлена требованиями совершенствования современных технологий, обеспечивающих повышение надежности и долговечности изделий, что может иметь положительный результат лишь при разработке данных технологий на базе достижений металловедения и физики металлов.

Основной целью данной работы является изучение функциональных свойств сталей в условиях, сопровождающих резание. Это влияние температуры, в том числе и переменной, механическое воздействие абразивом, температурное и силовое воздействие при трении скольжения.

Поскольку трение отличается многофакторностью и охватить все многообразие явлений, связанных с ним, в одной работе невозможно, то основное внимание было уделено изучению последствий воздействия основных факторов, неизбежных в этой ситуации - температуры и пластической деформации. Исследования проведены, главным образом, на высоколегированных инструментальных сталях, традиционно применяемых в машиностроении для изготовления инструмента и оснастки. Данные стали, в частности быстрорежущая сталь Р6М5, интересны еще и тем, что они могут служить модельными при направленном изменении конструктивной прочности и износостойкости путем оптимизации гетерофазной структуры на мезоскопическом уровне. В работе поставлены следующие задачи:

1. Изучить влияние исходной структуры быстрорежущей стали Р6М5 на особенности формирования аустенитного зерна при однократном и повторных высокоскоростных нагревах в интервале температур аустенитизации.

2. Провести сравнительный анализ образующихся при термоциклическом воздействии структур со структурами, сформировавшимися в режущей кромке инструмента.

3. Изучить закономерности разрушения поверхности инструментальных сталей с разной исходной структурой абразивными частицами.

4. Изучить особенности абразивного изнашивания в агрессивной среде твердых покрытий, полученных способом диффузионного насыщения поверхности инструментальных сталей .

5. На основе разработанных представлений о поведении инструментальных сталей и твердых покрытий при резании

и трении рекомендовать оптимальные режимы термо- и химико-термической обработки инструментальных сталей, обеспечивающие получение стабильных износостойких структур. Опробовать и внедрить разработанные режимы в виде технологий и практических рекомендаций в производственных условиях.

Научная новизна. Впервые проведены систематические исследования влияния карбидной фазы на развитие процесса рекристаллизации аустенитного зерна быстрорежущей стали Р6М5. Изучен механизм проявления и предложена схема возможной реализации структурной наследственности при нагреве отожженной быстрорежущей стали Р6М5. Впервые проведено исследование структур, образующихся при циклических нагревах-охлаждениях быстрорежущей стали в области температур начала фазового перехода. Показано, что образование их подчиняется законам структурной наследственности. Экспериментально обнаружены фрагменти-рованные структуры, образующиеся при однократном и многократном термическом воздействии, показана их роль в формировании аномально крупного зерна в стали. Исследованы свойства и износостойкость быстрорежущей стали с фрагментированной и рекристаллизованной структурой.

Впервые получены и проанализированы данные о механизме коррозионно-механического износа упрочненной и неупрочненной стальной поверхности специфическим абразивом, каковым является глина для изготовления фарфоровых изделий. Систематизированы сведения об особенностях разрушения поверхностного слоя сталей с точки зрения структурных изменений.

Экспериментально установлена связь между структурой, износостойкостью и коррозионной стойкостью твердых боридных и карбидных покрытий. Впервые проанализировано влияние таких компонентов борирующей смеси, как модифицирующая смесь МС (ТУ 48-0507-16-82), графит и железо на структуру и свойства боридных слоев. Сведения об особенностях поведения боридных и карбидных покрытий при трении и изнашивании даны с точки зрения изменения структуры и фазового состава слоя. Экспериментально обнаружены и исследованы специфические зубчатые структуры боридного слоя с высокой прочностью и трещиностой-костью. Установлена корреляция между пористостью и тре-щиностойкостью твердых покрытий.

Проведены исследования режущих свойств и износостойкости инструмента, оснастки и пар трения, упрочненных по разработанным режимам. Предложены режимы повторной и двойной термической обработки для инструментальной стали, повышающие стойкость инструмента, разработан новый состав для борирования тяжелонагруженных пар трения, позволяющий получать прочные износостойкие покрытия, способные конкурировать с известными твердосплавными материалами, такими как стеллит.

Достоверность экспериментальных результатов обеспечивается соответствием установленных закономерностей современным литературным данным, а также совпадением опытных и промышленных испытаний изделий.

Научная и практическая значимость работы состоит, во-первых, в том, что полученные результаты и установленные закономерности дают новые, более полные представления о процессах, происходящих при нагревах бы-

строрежущей стали с разной исходной структурой в области температур фазового превращения и позволяют осуществить научный подход к созданию износостойкого инструмента и пар трения.

Во-вторых, полученные результаты могут быть непосредственно использованы для анализа процессов, происходящих в зоне резания и трения, а также для разработки способов термической и химико-термической обработки инструментальных сталей с целью повышения их износостойкости и коррозионной стойкости.

В-третьих, разработаны способы упрочнения режущего инструмента и оснастки (А.С.NN 1293236, 1788788), основанные на установленных положениях по составу, структуре и свойствам инструментальных материалов и износостойких покрытий при резании и трении в разнообразных условиях. Сформулированы рекомендации и внедрены разработки, увеличивающие срок службы режущего инструмента и пар трения. Акты приложены к работе.

Научные положения, выносимые на защиту.

1. Установленные закономерности структурных изменений при высокотемпературном нагреве и термоциклировании быстрорежущей стали, влияние дисперсности частиц карбидной фазы на рост зерна и кинетику процесса его рекристаллизации.

2. Совокупность экспериментальных данных о влиянии состава, структуры и свойств инструментальных сталей на закономерности трения и изнашивания в абразиве. Обоснование причин разрушения и анализ определенного типа структур, обусловливающих повышение износостойкости.

3. Разработанные составы порошковых насыщающих сред и режимы диффузионного легирования инструментальных сталей, позволяющие обеспечить их высокую износо- и коррозионную стойкость за счет создания специфических поверхностных структур.

4. Рекомендации по использованию в промышленности разработанных положений по условиям реализации явления естественного субструктурного упрочнения инструментальных сталей в результате термической обработки, обеспечивающие повышение стойкости и износостойкости режущего инструмента.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались на следующих научных коференциях, совещаниях и семинарах: 8-ой Всесоюзной конференции по локальным рентгеноспектральным методам исследований и их применению (Черноголовка, 1982), Всесоюзной научно-технической коференции "Повышение эффективности металлургического производства" (Новокузнецк,1985), на Отраслевом совещании по дальнейшему развитию инструментального производства (Москва,1985), на Объединенном заседании трех постоянных Всесоюзных семинаров (Череповец,1988), на Всесоюзной научно-технической коференции "Современные проблемы триботехнологии" (Николаев, 1988) , на Всесоюзной научно-технической конеренции "Структурная самоорганизация и оптимизация триботехнических характеристик конструкционных и инструментальных материалов" (Киев,1990), на Всесоюзном семинаре "Физико-технические проблемы поверхности металлов" (Горький, 1990), на Всесоюзной научно-технической конференции "Износостойкость машин"

(Брянск,1991), на Отраслевом совещании "Состояние и основные направления по совершенствованию производства проволоки для игл" (Ижевск,1991), на 1-ой Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии машиностроения" (Москва,1993), на 3-ей Международной коференции "Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий" (Николаев,1993), на Международном семинаре "Триболог-10М-ЗЬА¥УАЫТК1ВО-1. Анализ и рациональное использование трибообъектов" (Рыбинск, 1993) , на 1-ой Международной конференции "Актуальные проблемы прочности"

(Новгород,1994), на 4-ом Международном трибологическом симпозиуме "ШЭ1С0ЫТ, 94" (Польша, Краков, 1994 ) , на 2-ой Международной коференции "Износостойкие поверхностные слои"(Прага,1995), на Международном научно-практическом симпозиуме "Славянтриб-3. Трибология и транспорт" (Рыбинск,1995), на 4-ой Международной конференции "Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий" (Новокузнецк,1995), на 10-ом Международном коллоквиуме "Трибология - решение проблем трения и износа" (Германия,Эслинген, 1996) , на Международных конференциях "Трение, износ и смазка" (Германия, Геттинген, 1996, 1997) , на 14-ой Уральской школе металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов" (Ижевск,1998).

Публикации. По теме диссертации опубликовано более 50 работ в научных журналах и сборниках.

1. ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА КИНЕТИКУ РОСТА ЗЕРНА В

БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ

У быстрорежущих сталей, предназначенных для высокопроизводительного резания в закаленном состоянии, на передний план выдвигаются такие свойства, как сопротивление износу и сохранение твердости при рабочих температурах. Эти свойства обеспечиваются за счет структуро-образования, в том числе корректировки состава карбидов и их количества [22] . Содержание нерастворившихся карбидов должно быть достаточным для эффективного сопротивления износу в процессе резания и трения.

Быстрорежущие стали относятся к классу ледебуритных сталей из-за того, что при затвердевании непосредственно из расплава выделяются так называемые первичные карбиды типа МС, М2С и М6С, нерастворимые более в жидкой фазе. В твердом состоянии имеют место превращения, которые приводят к образованию вторичных карбидов. Вторичными являются опять же карбиды МС и М6С, а также М23С6.

О сложности фазовых превращений говорит диаграмма состояния сплава Ре-С, легированного 4% Сг, 5% Мо, 6% И и 2% V, что соответствует составу быстрорежущей стали (рис.1.1) [23]. Например, при охлаждении этой стали с 0,9% С, известной как сталь Р6М5, по линии АВ от жидкой фазы до твердого состояния имеют место превращения: жидкость -> жидкость + феррит -» жидкость + феррит + аустенит -» жидкость + аустенит + феррит + карбид —» аустенит + карбид.

1500

1400

О

з

я ®

а £

01

1300 - -

1200

1100

1000

900

800

70П "

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0

Содержание углерода, %

Рис.1.1. Квазибинарный разрез диаграммы состояния сплава (Ее+ 6!Ш5%Мо4%Сг) - углерод. Сечение АВ соответствует составу стали Р6М5 [23].

При этом в некоторых углеродосодержащих фазах определить тип карбида невозможно, поскольку образование их продолжается и в твердом состоянии:

- распад первичной 5-фазы 8 + Б -» у + М6С;

- у-распад, выделение карбида из твердого раствора, у —» а + М23С6;

- распад М2С, сильно зависящий от легированности, М2С —> М6С + МС;

- распад метастабильного карбида М23С6—> М6С + МС.

Различные типы карбидов, образующихся при затвердевании быстрорежущей стали, отличаются геометрической формой. Например, карбид М6С часто принимает скелетообразную форму, а карбид М2С - веерообразную или стержневую. Глобулярную или угловатую форму имеет карбид МС [24] . При дальнейшем охлаждении выделяются мелкие вторичные карбиды. Как эвтектические, так и вторичные карбиды являются смешанным железо-вольфрам-хромистым карбидом с твердостью от 11000 до 16000 МПа. В отожженном состоянии практически весь углерод связан в карбиды, первичные и вторичные. Вторичные карбиды принимают сферическую форму, во время аустенитизации они легко растворяются, в то время как эвтектические карбиды остаются нерастворимыми.

Возможность повышения износостойкости и твердости путем увеличения содержания углерода и, соответсвенно, карбидов в быстрорежущей стали имеет свои границы. Как показано на рис.1.2, количество карбидов типа М6С в стали Р6М5 возрастает лишь до содержания углерода 1,2%, а далее объем их снижается. Это обусловлено тем, что с

Содержание углерода в стали, %

Рис.1.2. Влияние содержания углерода на тип карбидов и количество их в быстрорежущей стали Р6М5 [23]. Звездочкой обозначено суммарное содержание карбидов в стали.

повышением содержания углерода карбида М6С заменяется карбидом М2С [26,27] .

Имеются данные о влиянии дополнительного легирования на распад карбида М2С -» М6С + МС на ранних его стадиях, например, добавки кремния подавляют образование карбида М6С [28]. Введение азота еще более усиливает влияние кремния на превращение карбида М2С [28,2 9]. Целенаправленное легирование азотом и кремнием дает возможность измельчить грубые первичные карбиды и улучшить ее деформируемость и обрабатываемость стали. Образующиеся при повторном нагреве или в результате горячей пластической деформации карбиды М2С более дисперсны, чем, основной карбид М6С.

Особое значение приобретают исследования взаимосвязи структуры и свойств высоколегированных и быстрорежущих сталей в условиях многократных воздействий высоких температур и деформаций. Это важно как для инструмента, работающего при высоких скоростях резания, сверления и точения, так и при использовании этих сталей в качестве несущего материала для различных износостойких покрытий. В связи с последним существует две точки зрения на проблему выбора материала подложки. Одна из них основана на том, что твердые покрытия весьма надежно защищают инструмент от износа, поэтому они могут успешно наносится на малолегированные нетеплостойкие стали и сплавы [30]. От материала требуется лишь достаточное сочетание вязкости и твердости, предотвращающие продавливание покрытия и преждевременное выкрашивание режущей кромки. Другая - предполагает выбор несущего материала с высокими физико-механическими свойствами, для увеличения

эксплуатационных характеристик инструмента, которые в данном случае объединяют свойства как покрытия, так и подложки [31] . Последняя точка зрения приобретает доминирующее значение, поскольку в настоящее время возросли требования к качеству изделий. Другими словами, упрочняемый инструмент предпочтительно изготавливать из высоколегированных и износостойких сталей, например, быстрорежущих .

В данной главе проведены исследования особенностей роста зерна аустенита быстрорежущей стали, влияния фазового состава и дисперсности карбидов на кинетику протекания этого процесса. В качестве объекта исследования была выбрана сортовая горячекатанная сталь Р6М5 (ГОСТ 19265-73) 017,5 мм с разным типом исходной структуры, а именно: с разной дисперсностью частиц карбидной фазы и фазовым составом (табл.1.1). В исходной структуре стали плавки 3 в результате неполного отжига сохранилось небольшое количество нераспавшегося аустенита (5 - 7 %).

Таблица 1.1. Химический состав и свойства исследованной

стали Р6М5

№ плавки Химический состав, % Оср, карбидных частиц карбидных частиц Фазовый состав стали Твердость, НВ

С XV Сг Мо V

1 0,80 5,88 4,01 5,22 1,90 1,50 мкм 4,5 мкм П+К 240

2 0,82 5,72 3,97 5,18 1,90 1,70 мкм 6,6 мкм П+К 240

3 0,84 5,73 4,16 5,38 1,88 2,15 мкм 8,0 мкм П+К+Ао 245

Изучение структурного состояния и механических свойств сталей после термических обработок в соляной хлорбариевой ванне здесь и в последующих главах прово-

дили при комнатной температуре. Необходимость варьирования исходной структурой стали обусловлена изучением влияния структурных составляющих на механизм образования и рост зерна аустенита, свойства закаленной стали и стойкость режущего инструмента. Основное внимание было уделено изучению естественного субструктурного упрочнения стали и способа его реализации на конкретных изделиях .

1.1. Анализ процесса структурообразования в быстрорежущей стали при высокотемпературном нагреве

Для инструментальных сталей большое значение имеют температуры превращения и некоторые аномальные изменения свойств, возникающие в температурном интервале ниже или выше АСз • Температура начала а —» у - превращения возрастает с 725-730°С у углеродистых сталей, до 800-820°С у высокохромистых и быстрорежущих сталей. Зерно аустенита, полученное при нагреве и называемое действительным зерном, влияет на прочность и вязкость, а также на температурный порог хладноломкости. Границы зерна сохраняются в закаленной быстрорежущей стали, так как при мартенситном превращении продукты перекристализации оказываются объединенными в границах каждого бывшего аустенитного зерна некоторым единообразием строения [32]. Решающим фактором, вызывающим рост зерна, является температура нагрева выше АСз- Однако рост зерна может задерживаться карбидами, если еще не наступило растворение большей их части [33-36].

При нагреве быстрорежущей стали в температурной области существования аустенита протекают следующие основные процессы:

- растворение карбидной фазы и повышение легированности твердого раствора;

- рост аустенитного зерна и его рекристаллизация.

О механизме протекания этих процессов и их взаимной связи имеются сведения в литературе. Скорость растворение карбидных частиц зависит от их величины и химического состава [33-35] . Процесс растворения сложного карбида вольфрама осуществляется путем избирательной диффузии элементов, в результате чего непрерывно изменяется его состав. Так, по данным работы [33] растворение карбида М6С в аустените происходит при температурах 1150-1300°С, а ванадий и молибден, присутствующие в карбиде, облегчают растворение и снижают температуру этого процесса. В работе [38] показано, что в интервале температур 1100-1280°С растворяется ~ 6,6% (по массе) карбида М6С, причем процесс растворения практически заканчивается при температуре 1240°С. Нерастворившиеся карбиды имеют, как правило, своебразную угловатую форму. В ряде работ [34,39-40] было установлено, что внутреннее строение угловатых карбидов неоднородно. По контуру карбиды имеют оторочку, природа которой не установлена, внутри карбидных частиц имеются выделения, похожие на продукты распада. По данным некоторых исследований -это области, обогащенные ванадием [31,33].

Считается [31], что неоднородность строения таких карбидов могут оказать влияние на свойства стали, это связано с изменением состава карбида при нагреве до

800-850°С и превращением части его в более стабильный карбид ТлГ2С. Этому превращению соответствует уменьшение периода решетки карбида М6С и изменение его теплостойкости [33,35].

Превращение с образованием карбида другого типа, развивающееся в условиях контакта и взаимодействия двух фаз, протекает в условиях контакта и взаимодействия двух фаз, протекает в пограничных слоях карбида М6С. Это приводит к образованию вокруг него тонкой оболочки нового карбида, что затрудняет растворение карбида М6С при нагреве под закалку. Кроме того, оно служит причиной постепенного затухания процесса растворения и объясняет, почему заметно снижается теплостойкость [1].

В качестве дополнительной карбидной фазы в быстрорежущей стали присутствует карбид М23С6, содержащий больше углерода, чем основной карбид. В работе [38] приведены данные о полном растворении хромистого карбида при температурах 1050-1100°С. При содержании в быстрорежущей стали 1,0-1,5% ванадия образуется карбид ванадия УС, в котором могут присутствовать также молибден и вольфрам в количестве до 40 и 25% соответственно, а также хром до 25 об.% [1]. Растворимость карбида УС в аустените зависит от присутствия других карбидных фаз. По данным [1] растворение карбида практически не происходит, в работе же [38] показано, что в интервале температур 1100-1280°С растворяется до 2,7% по массе УС, причем растворение идет во всем интервале температур практически с постоянной скоростью. Некоторые данные об объема растворившейся карбидной фазы и ее влиянии на рост зерна получены в [36], но при этом морфология час-

тиц и характер их распределения в матрице не учитывался .

В данной работе были исследованы особенности растворения карбидной фазы стали Р6М5 в интервале температур аустенитизации, характер распределения нерастворив-шихся карбидов в матрице, состав твердого раствора и крупных карбидов, сохранившихся до очень высоких температур. Исследование проводили на растровых электронных микроскопах JXA-5A и ^М-35С с использованием метода локального рентгеноспектрального анализа и прямого зондирования карбидных частиц размером около 6,0 мкм.

Исходная структура образцов горячекатанной и отожженной стали Р6М5 трех промышленных плавок представлена на рис.1.3. Анализ дисперсности частиц карбидной фазы (рис. 1.4) указывает на то, что плавки 2 и 3 отличаются большим разноообразием формы и размеров частиц карбидов. Поперечный размер частиц достигает 4,5 мкм (встречаются отдельные частицы и большего размера), форма их преимущественно многогранная, сферические частицы часто объединены в конгломераты. Наиболее равномерно карбидная фаза распределена в матрице стали плавки 1. Средний размер частиц здесь не превышает 1,5 мкм, а форма их преимущественно сферическая.

Рентгеноструктурный фазовый анализ исследуемых плавок сталей, проведенный с помощью рентгеновского диф-рактометра ДРОН-3, показал, что плавки 1 и 2 имели обычный фазовый состав - феррит и карбидную фазу, состоявшую в основном из сложного карбида М6С (рис.1.5). В стали плавки 3 присутствовала фаза у - железа (5-7%), свидетельствующая о том, что после отжига фазовое пре-

ТШШШШШШ'ШШШ

10ттШ * / -

шшщш

шш

' ч. ««г *

- «чь'ий ..' *... -

' ^ г лЖ< Л> > ' ^

ЯЯШВЯШЯЯШ:ШтШж

■ми

х1200

Рис.1.3. Исходная структура исследованной стали Р6М5: а - плавка 1; б - плавка 3.

45 40 35 30 25 20 15 10 5 0

Рис. 1.4. Распределение частиц карбидной фазы в стали Р6М5 по размерам. 1 - плавка 1; 2 - плавка 2; 3 - плавка 3.

1 ■1 ■ 2 ШЗ

I

8 В

I В —

■ 1

1:

г~ Г Ш ш

0.75 1.25 1.75 2.25 2.75 3.25 3.75 мкм

1 4000 ■

3000

2000 (331) (511) М С М С 6 6 , (422) | 1 м с 1 т 6 (822) М С 6 1 Л

1000 41 д ■ А ■

Г) мс, м с 23 6

40 60 80 100 120

29

Рис. 1.5. Рентгенограмма отожженной стали Р6М5.

вращение не завершилось. Это явилось следствием отклонения от технологического режима при получении проката, что было учтено при последующих термических обработках заготовок инструмента.

Изменение характера распределения частиц карбидной фазы в металлической матрице по мере повышения температуры нагрева под закалку показано на рис.1.6 и 1.7. При температуре 1200-1220°С карбидные частицы распределены равномерно как по поверхности зерна, так и по его границам, независимо от своих размеров. Повышение температуры до 1240°С привело к исчезновению (растворению) ряда мелких карбидов, расположенных, в основном, на поверхности аустенитных зерен. Вокруг нерастворившихся карбидов сохраняется зона повышенной травимости матрицы (рис.1.6в). Эти места с высокой плотностью дефектов кристаллической решетки, как отмечено в [33] , являются источниками увеличения свободной энергии зерна и одной из причиной последующей его рекристаллизации. При температуре 12 60°С образовалась эвтектика из расплавившихся карбидов, в некоторых местах сохранились следы больше-угловых границ зерен.

Расплавленные частицы принимают характерное скелетообразное строение, что позволяет индентифицировать их как М6С [23] .

Как показали результаты исследований состава и характера распределения основных элементов в твердом растворе в процессе аустенитизации (рис.1.8, 1.9), растворение карбидной фазы, в основном, заканчивается при температуре порядка 124 0°С. В дальнейшем имеет место лишь коагуляция и плавление конгломератов частиц. Хими-

Рис.1.6. Растворение и коагуляция карбидной фазы стали Р6М5 при нагреве, а,б,г - х1200, в - хЮОО. а - 1220°С; б, в - 1240°С; г - 1260°С.

Рис.1.7. Карбидные частицы в мартенситной матрице быстрорежущей стали Р6М5. а - х16000, б - х32000.

К(эт./обр.)

1200 1240 1280

Температура закалки, Ъ

Рис.1.8. Температурные зависимости интенсивностей характеристического рентгеновского излучения основных элементов стали Р6М5, измеренные с помощью микроанализатора JXA-5.

Рис.1.9. Характер распределения Ш, Мо, Сг после завершения растворения карбидов. х1200.

ческий состав крупных карбидов, сохранившихся до температуры 1250°С, определялся микрорентгеноспектральным анализом и приведен в таблице 1.2.

Таблица 1.2. Химический состав избыточных карбидов

стали Р6М5

Содержание элементов, об.%

¥1 Мо Сг Ее С

14, 6 27, 0 8,0 36, 4 14, 0

Карбиды такого химического состава соответствуют формуле М6С, что совпадает с результатами работы [38], в которой состав нерастворившихся карбидов определялся другим способом.

Исследования показали, что на местах растворившихся карбидных частиц в теле аустенитного зерна сохраняется повышенная концентрация легирующих элементов и углерода. При охлаждении в этих областях образуется мартенсит иной дисперсности, чем в основной матрице. Очевидно, что чем крупнее размер растворившейся карбидной частицы, тем больше область неоднородности мартенситной матрицы. Температура 1240°С, при которой заканчивается процесс растворения карбидов, многими авторами [37,38,42] связывается с началом интенсивного развития рекристаллизации. К сожалению, в указанных работах не исследована кинетика роста аустенитного зерна стали с разной дисперсностью карбидной фазы в исходной структуре, что не дает возможности построить законченную картину протекания рекристаллизации аустенита у стали одного и того же химического состава. Очень мало данных

ГОС^М' '

Ее* Gj» ¡о г

по влиянию дисперсности и характера распределения карбидной фазы на основные свойства быстрорежущей стали, такие как прочность, теплостойкость и износостойкость.

Исследования особенностей процесса роста аустенит-ного зерна у стали Р6М5 с разной дисперсностью карбидной фазы, проведенные с помощью методов стереометрической металлографии [41], позволили нам связать кинетику процесса рекристаллизации и субструктурного упрочнения при нагреве отожженной быстрорежущей стали с характером исходной структуры.

На рис. 1.10,а,б приведены гистограммы, характеризующие распределение аустенитных зерен по размерам в сталях плавок 1 и 3 в зависимости от температуры нагрева. Вид гистограмм свидетельствует об увеличении размеров зерен при повышении температуры. Причем, у стали плавки 3 имеет место более интенсивный рост зерен, максимальный размер которых достигает ~ 30 мкм. Более наглядно кинетика роста проявляется при сравнении средних размеров зерен и их среднего квадратичного отклонения от среднего (рис. 1.10,в,г).

Нагрев в интервале температур аустенитизации образцов стали исследуемых плавок позволил установить, что общая тенденция роста зерна подчиняется стадийности, подробно описанной в работе [37] - медленной, благодаря тормозящему действию карбидов, затем, по мере растворения частиц, быстрому его росту. Из рис. 1.10,в видно, что у стали с мелкодисперсной карбидной фазой (кривая 1) стадия медленного роста зерна растянута на весь интервал аустенизации. Средний диаметр зерна в конце интервала увеличился не более чем в два раза по сравнению

Температура, °С

б

1200 1220 1240 1260

Температура, °С г

Рис. 1.10. Влияние температуры нагрева на величину зерна и разнозернистость стали Р6М5. а,б - функции распределения зерен по размеру 1 и 3 плавки соответственно; в - средний диаметр зерна; г - среднеквадратичное отклонение от среднего размера зерна (1,2,3 - номера плавок).

с начальным размером. У стали плавки 2 с грубодисперс-ной карбидной фазой рост зерна происходит более интенсивно, но кривая его роста (кривая 2) состоит из двух отрезков - до температуры 1220°С, когда наблюдается медленный рост зерна, и после 1220°С, когда зерно растет интенсивно. Стадии роста зерна стали плавки 3 (кривая 3) имеют противоположную вышеописанным тенденцию здесь до температуры 1220°С зерно стремительно вырастает до аномально крупного размера, а при более высоких температурах наблюдается медленный его рост. По-видимому, у стали плавки 3 процесс контролируется присутствием у-фазы в исходной структуре (см. табл.1.1.). Разнозернистость, которая может характеризоваться средним квадратичным разбросом размеров зерен (рис. 1.10,г), растет с повышением температуры нагрева до Т = 1,240°С, а затем имеет место стабилизация данного параметра. Температура 1240°С соответствует предельной температуре растворения карбидов, поэтому не удивительно, что характер зависимостей Б(Т) и а(Т) в данной точке изменяется. При более высокой температуре нагрева сохраняются эвтектические карбиды, влияние которых на процессы рекристаллизации выражены в значительно меньшей степени.

Сравнивая распределение карбидов по размерам в исходном состоянии стали (рис. 1.4) и размер зерна сформировавшегося в результате нагрева под закалку (рис. 1.10), можно оценить значение силы сопротивления миграции границ со стороны твердых частиц. Данное сопротивление может контролировать развитие самопроизвольной рекристаллизации в быстрорежущей стали. Согласно [10] сила препятствующая росту границ зерен, вызванная дисперсными частицами, обратно пропорциональна диаметру данных частиц. Средний диаметр карбидов плавки 2, рас-

считанный из распределения, представленного на рис. 1.4, больше среднего диаметра карбидов плавки 1 примерно на 30 %. Поэтому нет ничего удивительного, что зерно плавки 1, полученное в результате нагрева, уступает в размерах аустенитному зерну плавки 2. Расчет силы сопротивления миграции границ зерен по формуле

[44],

± 2г±

учитывающей распределение дисперсных частиц по размерам, также подтверждает факт превышения на 30 % тормозящей силы для стали плавки 1.

Совершенно иной характер влияния карбидных частиц выявляется для стали плавки 3. Средний диаметр карбидов последней (3 мкм) в два раза превышает средний диаметр карбидов стали плавки 1. Тем не менее, оценка силы торможения миграции границ 1 и 3 плавок, полученная в соответствие с [44], дает различие всего в 5 %. Следовательно аномальный рост зерна плавки 3 обусловлен не уменьшением влияния дисперсных частиц на скорость миграции границ, а другими факторами, в частности, наличием у - фазы, о чем говорилось выше. Кроме того, могут быть различия в движущей силе, вызванной разностью объемных энергий. При нагревании под закалку возникают ло-калные напряжения и деформации, зависящие от термического расширения фаз. К этому надо добавить растворение карбидов, которое создает градиент концентрации, а также напряжения, связанные с различиями объемов вновь образуемых фаз. Все это влияет на движущую силу, вызывающую рост зерна. И чем больше размеры карбидных частиц и расстояния между ними, тем больше движущая сила.

Таким образом, размер и распределение карбидов влияют на кинетику роста аустенитной фазы, но характер этого влияния различен. При мелких карбидах аустенитное

зерно вырастает незначительно и зависимость его роста от температуры имеет монотонный вид. Действительно, в работе [43] показано, что мелкие и равномерно распределенные карбиды способствуют получению более мелкого зерна аустенита. С другой стороны, такие карбиды быстрее растворяются при нагреве и в меньшей степени задерживают рост зерна. Согласно нашим данным (сталь плавки 3) и результатам [45-48], размер аустенитного зерна связан с неоднородным распределением карбидной фазы. У стали, содержащей в матрице скопления карбидов и грубодисперсные карбидные частицы, формируется наиболее крупное зерно. Причиной этого, считают авторы [2,48], является металлургическая наследственность стали. Кроме того, на величину карбидных частиц влияют температура и продолжительность отжига [34,49,50].

В настоящей работе образцы стали Р6М5 вышеописанной плавки 1 (см. табл.1.1.), имеющей наиболее дисперсные частицы карбидной фазы, отжигали при температуре 8 60°С, которая является общепринятой для быстрорежущих сталей [2] . Продолжительность отжига составляла от 15 до 96 часов. Исследования структуры показали, что время выдержки влияет на размер частиц карбидной фазы и характер ее распределения следующим образом. После пятнадцатичасовой выдержки появилась тенденция к слиянию находящихся в непосредственной близости мелких карбидов, в поле шлифа наблюдались отдельные скопления карбидов разной формы и размеров. Увеличение времени выдержки до сорока восьми часов усилило эту тенденцию, появились отдельные цепочки и карбидные строчки, после девяносто шести часов отжига образовались крупные карбиды многогранной формы как результат слияния отдельных частиц. На рис.1.11. приведено распределение карбидов по разме-

рам после 15 и 4 8 часов отжига, полученное из анализа результатов сканирующей электронной микроскопии. Из рисунка видно, что увеличение времени выдержки приводит к росту карбидов, о чем свидетельствуют изменения, которые претерпела гистограмма. Кроме того, заметно увеличилось количество больших карбидов, содержание которых характеризует правая часть гистограммы. Статистический анализ показал, что у той и другой стали размер карбидов в основном менее 4,0 мкм, а средний размер (Б) зависит от времени отжига - при 15 час. он равен 1,44 мкм, при 48 час. - 1,72. Однако встречаются карбиды размером более 6,0 мкм, причем, при времени отжига 15 час. таких карбидов около 3%, тогда как при 4 8 час. -более 8%. Дисперсия, которая определялась из соотношения а2 = - с11)2/Ы-1, в первом случае равна 0,59, во втором - 0,82. Следует отметить, что подобный отжиг не повлиял на твердость сорбитообразного перлита, которая изменилась незначительно и осталась в пределах требований ГОСТа 19265-73 (240-245НВ).

Для изучения влияния размера частиц и их распределения в матрице на кинетику роста аустенитного зерна образцы стали после различного времени отжига нагревались в интервале температур аустенитизации этой стали с последующим охлаждением на воздухе [51].

На рис.1.12 приведены кривые роста аустенитного зерна стали плавки 1 после различной продолжительности предварительных отжигов, изменивших размер и распределение карбидов. Видно, что величина аустенитного зерна монотонно зависит от температуры нагрева. Однако с уве-

%

7 тчкм

а

%

б

Рис. 1.11. Распределение карбидов по размерам: а - отжиг - 15 час.; б - отжиг 48 час.

25

5 20 о"

15

10

Рис. 1.12. Рост аустенитного зерна стали Р6М5 плавки 1 после различной продолжительности отжига. 0 - без отжига;

1-15 часов отжига;

2-48 часов отжига;

3-96 часов отжига.

'■-о.. 0 '-о. 1 ^ 2 "Ж 3 .....................

—,----

1200 1220 1240 1260

Температура, °С

личением времени предварительного отжига и, следовательно, размеров карбидов, заметно возрастает и средний размер зерна аустенита. Этот факт непосредственно связан с качеством термической обработки стали, так как она контролируется размером аустенитного зерна, который не должен превышать 10 - 11 мкм. Интервал принятых закалочных температур, обеспечивающих данное зерно, для стали Р6М5 составляет 1220 - 1240°С [1,2]. Из полученных нами результатов следует, что любой дополнительный отжиг ухудшает качество стали. Следовательно, размер и количество карбидной фазы являются стимулирующим фактором некоего процесса, в результате которого зерно быстрорежущей стали интенсивно вырастает. Этим процессом является рекристализация аустенита.

В работах [7,37] впервые был исследован механизм так называемой самопроизвольной или статической рекристаллизации аустенита при нагреве быстрорежущей стали с перлитной структурой. Суть же заключается в том, что при нагреве с высокой скоростью отожженной быстрорежущей стали протекают процессы, включающие фрагментацию и локальный рост зерна. Локальный рост зерна, как показали наши исследования, в процессе рекристаллизации обусловлен структурными особенностями быстрорежущей стали, главным образом, неравномерным растворением карбидов в матрице. Образование областей с повышенной легирован-ностью матрицы и свободных от мелких карбидов, оказывающих тормозящее действие на движение границ зерен, способствует увеличению аустенитного зерна до размеров, в десятки раз превышающих размер соседних зерен (рис.1.13), т.е. фактически реализуется процесс рекристаллизации д.п эл^у.

Зависимость размера рекристаллизованного зерна от среднего диаметра карбидов и их объемной доли обнаружена и в работе [52], где показано, что при повышении температуры пластической деформации происходит умень-

Рис.1.13. Самопроизвольная рекристаллизация аустенита стали Р6М5, х500. а - фрагментация зерен; б - образование крупного зерна в локальном участке; в - рекристаллизация путем слияния зерен; г - аномально крупное зерно.

шение общего объема карбидной фазы и, как следствие, быстрый рост зерна при последующей закалке. Таким образом, исходная структура стали перед термообработкой, а именно - объем и дисперсность карбидной фазы оказывают существенное влияние на интенсивность протекания процесса рекристаллизации [53].

Нами исследовался механизм статической рекристаллизации аустенита быстрорежущей стали Р6М5 и определялись величина и характер изменения внутренних напряжений кристаллической решетки на разных стадиях этого процесса .

Отожженные в течение 4 8 часов образцы стали плавки 1 (см. табл.1.1.) нагревали в аустенитной области 1000-1250°С в соляной ванне и охлаждали на воздухе. Тонкую структуру изучали с помощью электронного микроскопа с использованием метода угольных реплик. Изменение величины внутренних напряжений определяли на рентгеновском дифрактометре ДРОН-З.О с последующей обработкой данных методом гармонического анализа на ЭВМ. Микродеформация в была рассчитана как среднеквадратичное из отношения Дс1/с1, где с1 - параметр решетки мартенсита.

Вследствие высокой легированности твердого раствора после закалки у быстрорежущей стали легко выявляются границы аустенитного зерна обычным химическим травлением. При этом мартенсит не вытравливается, и можно наблюдать субструктуру и развитие процесса рекристаллизации. Металлографические исследования образцов стали Р6М5, закаленных в указанном температурном интервале, показали, что процесс формирования зерна проходит в несколько стадий.

До 1200°С в стали протекают обычные структурные превращения, связанные с фазовым переходом и постепенным ростом образовавшегося аустенитного зерна. Далее рост его замедляется, отдельные зерна раздробляются на хорошо видимые субзерна. При температуре 1220°С почти

все зерна в поле шлифа покрыты сеткой субструктуры, общий фон их становится тускло-серым (рис.1.13,а,б). При дальнейшем повышении температуры на 10 - 15°С появляются отдельные блестящие зерна, свободные от субструктуры. Они быстро увеличиваются в размерах и в короткое время средний их диаметр превышает в несколько десятков раз диаметр аустенитного зерна, образовавшегося при нагреве до температуры 1220° (рис.1.13,в,г и 1.14).

Вышеописанные процессы, имеющие место при нагреве отожженной стали Р6М5, являются последовательно протекающими этапами или стадиями развития самопроизвольной, т.е. не инициируемой пластической деформацией, рекристаллизации. Их можно идентифицировать как полигониза-цию или фрагментацию и рекристаллизацию, осуществляемую в локальных объемах [52,54,55].

Движущей силой самопроизвольной рекристаллизации быстрорежущей стали при высокой температуре является свободная энергия мартенсита, вклад в которую вносит и растворение карбидной фазы в аустените, создающее внутренние напряжения в решетке при последующем охлаждении. В литературе различают следующие факторы, оказывающие решающий вклад в суммарную величину внутренних напряжений: диффузионный самонаклеп, карбидный и термический наклеп. Диффузионный или фазовый наклеп - это образование текстуры в пределах аустенитного зерна при мартен-ситном превращении. Образование такой текстуры, в отличие от образующейся при пластической деформации, обусловлено сдвиговым механизмом фазового превращения. Такая же связь имеется и для бейнитного превращения [б].

Диффузионный самонаклеп возникает вследствие интенсивной диффузии атомов легирующих элементов (вольфрама, молибдена и др.) в ГЦК-решетку при высокотемпературном нагреве. В работе [5 6] его считают основной движущей силой процесса рекристаллизации, однако величина возникающей при этом микродеформации кристаллической решет-

Рис.1.14. Субструктура аустенитного зерна стали Р6М5, х7000. а - образование зерна, свободного от субструктуры; б - рост зерна за счет "рассыпания" границ одинаково ориентированных зерен .

ки не определялась. Влияние так называемого карбидного наклепа заключается в сохранении дислокаций сопряжения карбида и матрицы на местах растворения карбидных частиц. Третий фактор, оказывающий существенное влияние на суммарную величину внутренних напряжений, это тепловой наклеп, обусловленный различными коэффициентами термического расширения карбидов и матрицы. Его влияние учитывается при нагреве гетерофазных структур [57-58], но его участие в процессе рекристаллизации быстрорежущей стали только подразумевается.

В процессе нагрева быстрорежущей стали в интервале

существования у - твердого раствора растворяется не весь объем второй фазы, а только часть его, состоящая, в основном, из хромистых карбидов и карбидов М6С. Нерастворимыми вплоть до температур плавления остаются карбиды ванадия и избыточная доля основного карбида М6С. Согласно [58] карбид М6С обладает наименьшим коэффициентом термического расширения по сравнению с другии фазами в стали и имеет два температурных интервала, в которых параметр его решетки изменяется линейно, но с различными значениями коэффициентов термического расширения (а) . Так до температуры 900°С значение а равно (5-6)-10_б К-1. В интервале температур 900-1200°С его значение достигает (18-20)-10 К . Коэффициент термического расширения матрицы (у - железо) в данном интервале температур имеет значение (40-43)-10"6 К-1. Приведенные числовые данные дают представление о том, насколько существенными могут быть термические напряжения и связанная с ними деформация.

Очевидно, только суммарный вклад всех этих факторов создает критическую величину внутренних напряжений, достаточную для протекания процесса рекристаллизации. Роль карбидного наклепа, на наш взгляд, состоит в облегчении формирования зародышей первичной рекристаллизации, так как зерна, вырастающие до аномально крупного размера, чаще всего граничат с растворившимися частично или полностью крупными карбидами [52,59,60].

С целью получения представления о реальной величине возникающих при нагреве стали Р6М5 внутренних напряжений, рентгеноструктурным методом (рис.1.15,а), определяли микродеформацию решетки мартенсита закалки в интервале температур 1000-1200°С по предварительным промежуточным данным: площади под кривой отражения, угловому положению пика и интегральной ширине линии (110) . Из рис.1.15,6 видно, что в начале фазового перехода величина микродеформации снижается. Это связано с тем, что параметр ГЦК-решетки по сравнению с ОЦК существенно увеличился, а предел растворимости карбидной фазы еще не достигнут. Максимальная величина микродеформации <81> = 7,1-10~3 имеет место при температуре порядка 1220°С. Структура стали при этом представляет из себя аустенит-ное зерно с плотной сеткой субструктуры (рис. 1.15,в). При увеличении температуры до 1250°С начинает развиваться рекристаллизация и напряженность решетки снижается.

Таким образом, при нагреве отожженной быстрорежущей стали Р6М5 в локальных участках развивается процесс самопроизвольной или статической рекристаллизации, последовательно включающий в себя стадии упрочнения

£

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Сизова, Ольга Владимировна

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. На основе изучения закономерностей роста аустенитного зерна стали Р6М5 при скоростном нагреве и охлаждении установлено, что на кинетику роста и размер зерна оказывает влияние дисперсность и характер распределения частиц карбидной фазы. При увеличения среднего диаметра карбидов от 1,5 мкм до 3,0 мкм сокращается протяженность температурного интервала медленного роста зерна, увеличивается разнозернистость и снижается прочность стали. Показано, что при исходной перлитной структуре стали и среднем размере карбидов не более 1,5 мкм во всем интервале температур аустенитизации развивается процесс естественного субструктурного упрочнения.

2. Показано, что особенностью высокоскоростной закалки быстрорежущей стали, содержащей в исходной перлитной структуре остаточный аустенит, является восстановление аустенитного зерна предыдущей термообработки в результате механизма прерывистого растворения перлита в аус-тените. Движение фронта реакции растворения ограничено размерами бывшего аустенитного зерна, поэтому вначале восстанавливаются его размеры, а затем продолжается дальнейший его рост.

3. Показано, что многократные скоростные циклы "нагрев - охлаждение" предварительно закаленной стали Р6М5 в интервале температур 800 <-» 300°С формируют метастабиль-ную структуру с высокодисперсной карбидной фазой. С возрастанием количества термоциклов имеет место постепенная коагуляция и формоизменение карбидов от сферических до каплевидных и многогранных. При этом наблюдается снижение предела прочности, твердости и износостойкости стали. Повторная закалка стали, независимо от количества предварительных термоциклов, формирует стабильную крупнозернистую структуру с высоким сопротивлением изнашиванию.

4. Показано, что абразивное изнашивание инструментальных сталей разных структурных классов имеет одинаковую природу. Интенсивность износа зависит от структурной устойчивости и твердости матрицы, размера и химического состава карбидных частиц стали и обусловлена разрушениями в зоне карбид - матрица, которые начинаются на межфазной границе с образования микрорасслоений, растрескиванием и удалением карбидной частицы из зоны контакта. При этом механизм микрорезания переходит в механизм очагового разрушения.

5. Показано, что на поверхности быстрорежущей стали в условиях трения с высокими давлениями формируется слой с чрезвычайно дисперсной фрагментированной структурой, состоящей из мартенсита и аустенита. Сравнение слоя трения с деформированной режущей кромкой инструмента показало, что высокие сдвиговые деформации и температура на поверхности при трении вызывают растворение мелких карбидов и отделение фрагментов материала, охватывающего пространство, где расположены крупные карбиды и их скопления. Совокупность полученных данных позволяет представить процесс разрушения режущей кромки инструмента как последовательность формирования и отделения фрагментированного поверхностного слоя.

6. Выявленные в работе закономерности коррозионно-механического и абразивного изнашивания сталей различных классов свидетельствуют о том, что совместное воздействие нагрузки и агрессивной среды полностью изменяет структуру поверхностного слоя за счет возникновения локальных структурных превращений и процессов окисления. Коррозионный фактор и микрорезание твердыми частицами приводят к тому, что идеальные с точки зрения морфологии слои разрушаются прждевременно путем хрупкого выкрашивания.

7. Установлены закономерности изнашивания диффузионных однокомпонентных и многокомпонетных слоев разного состава и структуры. На примере упрочнения стали диффузионным легированием и борированием показано, что нанесение тонких износостойких слоев гетерогенного строения, имеющих хорошую адгезию с основой, в состоянии успешно решить проблему надежного сопротивления высоким контактным нагрузкам и коррозионно-абразивному износу. Причем формирование боридных слоев с зубчатой структурой обуславливает повышенный уровень статической трещи-ностойкости, что повышает стойкость твердого покрытия в условиях высоких нагрузок и воздействия абразивных частиц .

8. Разработаны рекомендации по двойной термической обработке мелкоразмерного инструмента из быстрорежущих и углеродистых сталей, позволяющих, в отличие от традиционных режимов, повысить прочностные и служебные свойства изделий за счет создания гетерогенных структур - рекристаллизованной матрицы в сочетании с дисперсной карбидной фазой. Предложен способ борирования инструментальной стали, позволяющий повысить ресурс работы высоконагруженных узлов трения. Разработанные способы упрочнения стали защищены авторскими свидетельствами.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Из рассмотренного в диссертации материала видно, что поведение термически обработанных сталей при эксплуатации под воздействием температуры, давления, агрессивной среды чрезвычайно сложно и не может быть описано на основе каких-либо простых моделей. Тем не менее, в любых условиях какой-то фактор или часть процесса является доминирующим, позволяющим получить представление об общем характере воздействия. В данной работе основное внимание было уделено изучению структуры и свойств инструментальных сталей, в основном, быстрорежущей, под воздействием высокотемпературных скоростных однократных и многократных нагревов и охлаждений, а также контактных нагружений. Выбор именно этих факторов объясняется тем, что назначением инструментальных сталей является работа в сложных условиях резания, шлифования, формования и т.д., сопровождающихся действием на поверхности стали высоких температур и давлений. Несмотря на то, что интенсивных температурных воздействий стараются избегать, используя смазочно-охлаждающие жидкости или воздухообдув оснастки, они возникают как флуктуационные явления, нарушающие стационарный режим работы. Кроме того, изучение структурных превращений в стали в экстремальных условиях позволяет найти обоснованные способы дополнительной защиты поверхности за счет нанесения износостойких покрытий, в том числе и за счет направленного изменения структуры самих покрытий.

Следует отметить, что глубина проникновения температурных воздействий, способных кардинально изменить свойства стали, небольшая, обычно не превышающая 100 мкм [217], поэтому добиться повышения износостойкости можно путем нанесения тонких защитных слоев, имеющих хорошую адгезию с основой.

Таким образом, поведение стали в условиях одновременного воздействия ряда внешних факторов будет определяться термической стабильностью и прочностными свойствами тонкого поверхностного слоя. Как правило, проследить за изменением структуры и свойств этого слоя методически трудно, поэтому в диссертации были рассмотрены вопросы и обобщены результаты исследований объемных структурных превращений в быстрорежущей стали при высокоскоростных нагревах и охлаждениях, влияние карбидной фазы на кинетику роста зерна, а также поведение этих структурных составляющих при механическом воздействии и совместном воздействии температуры и давления, обусловленного трением.

Исследование процессов высокотемпературного нагрева и охлаждения быстрорежущей стали в широком интервале аустенитизации, имеющей изначально структуру перлита и карбиды разной дисперсности, выявили влияние размера частиц твердой фазы на кинетику роста и конечный размер аустенитного зерна. К существующим представлениям о стадийном характере роста аустенитного зерна при нагреве [7] и возможности процесса протекания процесса самопроизвольной рекристаллизации добавлены новые, которые свидетельствуют о том, что размер карбидной фазы и характер ее распределения в матрице заметным образом влияют на интенсивность и продолжительность протекания этих стадий. Показано также, что в некоторых случаях может быть изменена и сама последовательность этих стадий. С дисперсностью частиц второй фазы связана, как следует из диссертации, и реализация состояния естественного субструктурного упрочнения, в результате которого повышается прочность стали и стойкость режущего инструмента.

Как показали результаты исследований нескольких промышленных плавок стали Р6М5 с разным средним размером карбидных частиц (от 0,5 до 2,0 мкм), растворение карбидов всегда заканчивается при температуре порядка 1240°С, в дальнейшем имеет место лишь коагуляция и плавление карбидов. Общепринятый интервал закалочных температур стали Р6М5, согласно [1], ограничен именно этой температурой, так как выше ее начинается не сдерживаемый более карбидами рост зерна. Однако нами экспериментально установлено [45,51], что у стали с размером карбидных частиц 0,5 - 0,8 мкм заметного роста зерна не наблюдается, причем это связано не только с тормозящим действием карбидов, но и с изменением структуры самого зерна. Исследование кинетики роста аустенитного зерна в интервале температур аустенитизации показало, что растущие зерна приобретают фрагментированную структуру, подобную субструктуре слабо деформированной быстрорежущей стали [63,64].

У стали с более крупными карбидами фрагментация на стадии замедленного роста также имеет место, но температуры ее существования ограничены критическим интервалом 1220 - 1240°С. Зато успешно реализовался локальный рост зерна вблизи отдельных крупных карбидных частиц, влекущий за собой увеличение степени разнозернистости структуры и снижение основных свойств стали. Оценивая степень разнозернистости как отношение самого крупного зерна к самому мелкому можно констатировать, что при температурах 1200 - 1240°С она достигает максимального значения (8 - 10) .

Из анализа влияния дисперсности карбидной фазы на кинетику роста аустенитного зерна и своеобразие его внутренней структуры следует, что режим термической обработки не может быть универсальным, но должен выбираться с учетом исходной структуры изделий и условий их эксплуатации. Примером успешной реализации такого подхода является разработка нестандартных режимов термической обработки некоторых видов изделий. Как уже отмечалось, при мелкодисперсной карбидной фазе реализуется естественное субструктурное упрочнение быстрорежущей стали за счет ограничения роста зерна и развития фрагментации. Пазовые фрезы для прорезки желобка в стальной проволоке имеют толщину менее 0,5 мм и высоту зуба 1,0 - 1,5 мм. Исходная структура стали Р9 и Р6М5, используемой для такого рода инструмента, не содержит в данном случае карбидных частиц, размером более 0,8 мкм. Это обусловлено высокой степенью предварительной пластической деформации стали, необходимой для получения такого тонкого листа. Стандартная термическая обработка этих фрез не обеспечивала необходимой износостойкости, уже через три часа работы зуб фрезы почти полностью изнашивался. При этом требоволось продолжительное время на останов линии и переналадку. Износ носил интенсивный характер вследствие потери твердости на кончике зуба фрезы и смятия поверхностного слоя. Используя результаты настоящей работы о кинетике роста зерна с мелкодисперсной карбидной фазой и реализации процесса субструктурного упрочнения в широком интервале температур закалки, термическую обработку таких фрез провели с высокой скоростью нагрева, превысив принятую температуру закалки на 20 - 30°С. Опытно-промышленные испытания обработанных по такому режиму фрез показали увеличение стойкости до 16 - 18 часов. Инструкция по термической обработке такого типа изделий была передана объединению Мосточлегмаш согласно условиям договора 7/84 от 06.12.84г.

Исследования влияния дисперсности карбидной фазы на структуру и свойства стали послужили основой для правильного выбора материала и технологии изготовления фортунных ножей, производящих резку кожи и кожезаменителей с высокими скоростями (до 2500 об/мин). Ножи имели чашеобразную форму с диаметром около 100 мм и высотой 50 мм, изготавливались способом горячей вытяжки из листа,.толщиной 4 мм. В отечественной промышленности при изготовлении таких ножей использовали вольфрамосо-держащий сплав В1, благодаря его высокой пластичности и мелкозернистой структуре. Однако данный сплав весьма дефицитен и ножи имели высокую стоимость. Нами была опробована и внедрена технология получения таких ножей из листовой стали У8, широко распространенного и дешевого материала. Известно, что исходная структура стали У8 представляет из себя перлит, после проката на лист и отжига перлит имеет тонкопластинчатое строение, однако при операции глубокой вытяжки образовывались трещины и расслоения в местах изгиба листа. Исследования причины возникновения таких трещин показали, что при обычной скорости нагрева под штамповку успевал реализоваться процесс коагуляции цементитных частиц, увеличиться межпластинчатое расстояние в перлите и вследствие этого ухудшиться пластические свойства стали. Нами был применен высокоскоростной нагрев до высоких (1150 - 1160°С) температур для начала процесса штамповки, окончание штамповки проводили при температуре 850 - 8 60°С и сразу же начинали отжиг после штамповки, не допуская возможности медленного охлаждения до комнатной температуры и роста при этом перлитного зерна. То есть фактически осуществляли процесс пластической деформации стали в аустенитном состоянии, исключив возможность фазового перехода и выделения карбидной фазы. Высокая скорость нагрева значительно сократила время выдержки стали при высокой температуре, сохранив мелкое аустенитное зерно и высокую пластичность. При последующей термической обработке получали мелкоигольчатый мартенсит высокой твердости и износостойкости, что позволило ножам, иго-товленным по вышеописанной технологии, не только успешно конкурировать с аналогичными изделиями из вольфрамо-содержащего сплава, но и снизить износ режущей кромки в 1,5 - 2 раза. Предложенная технология была одобрена Министерством легкой промышленности СССР, отмечена премией СО АН СССР и внедрена на ПО "Кузбассобувь", где под авторским надзором был организован участок по выпуску этих ножей для обеспечения потребности всей отрасли.

Таким образом, проведенные в работе исследования, показали, что общепринятые представления об универсальности режимов термической обработки для конкретного типа стали не всегда справедливы. Выбор режима должно вести с учетом типа исходной структуры и условий работы конкретного вида инструмента или пары трения, особенностями которой являются периодические нагревы закаленной структуры до различных температур. Изучение изменения структуры и свойств закаленной быстрорежущей стали после многократных высокоскоростных нагревов и охлаждений в области температур начала фазовых превращений выявило еще одну особенность, которая присуща высоколегированным сталям со структурой мартенсита или бейнита. При первых термоциклах реализуется распад остаточного аус-тенита на мартенсито-бейнитную смесь и выделение из матрицы большого количества ультрадисперсных карбидов. Эти превращения не оказывают положительного влияния на прочность и триботехнические свойства стали. Экспериментально установлено, что по крайней мере, в течение пяти циклов происходит непрерывное снижение износостойкости, пока процесс коагуляции карбидов не остановит это снижение. Следовательно, ультрадисперные карбиды в сочетании с метастабильной матрицей не способны успешно противостоять износу.

Повторная термическая обработка быстрорежущей стали, независимо от количества предшествовавших термоциклов, формирует стабильную структуру с высокими трибо-техническими свойствами. Как показано в работе, это может быть связано с очищением границ зерен, быстрым растворением ультрадисперсных карбидных частиц в аустените и его субструктурного упрочнения, а также других явлений, обусловленных спецификой протекающего в данном случае сдвигового механизма образования аустенита. Необходимость более глубокого изучения микро- и мезомеха-низмов образования таких стабильных структур очевидна, так как выявление условий их формирования позволит увеличить диапазон нормального трения с минимальным износом за счет изменения масштабности распределения напряжений на элементах структуры стали. Экспериментально это показано на значительном увеличении прочностных свойств при сохранении пластичности, увеличении износостойкости в условиях высоких скоростей сшивания (до 3000 уколов в мин.) и разогревах поверхности машинных швейных игл, изготовленных из инструментальной стали У12А и цилиндрических сверлах 0 0,8-3,2мм из стали Р6М5. Систематические исследования особенностей струк-турообразования и разрушения сталей такого класса показали, что наибольшим преимуществом с точки зрения восприятия нагрузки и температуры обладает сталь после двойной термической обработки [69] или после двойной закалки с промежуточным высоким отпуском [70] . В обоих случаях формируется высокодисперсная мартенситная структура с высокими значениями вязкости разрушения, о величине которой в данной работе судили по уровню пластичности .

Размеры упрочняющей фазы и характер ее распределения в матрице являются важными факторами, влияющими на механизм сопротивления стали изнашиванию. Как показано в работе, высокая твердость мартенситной основы предопределяет этот процесс только на начальной стадии, когда еще не нарушена связь карбида с матрицей. В случае нарушения этой связи, растрескивания и отделения карбидов от матрицы разрушение переходит от механизма микрорезания к очаговому разрушению. В данном случае высокая твердость матрицы способствует увеличению очага разрушения .

При сочетании пластической деформации и тепловых процессов циклического характера, как это имеет место при обжатии или резании, в поверхностном слое стали протекают процессы формирования псевдогомогенного твердого раствора за счет растворения карбидной фазы в результате многократных а -» у —» а - превращений. В зависимости от состава стали и условий внешнего воздействия (например, электростимулирования пластической деформации) возможны новообразования вторичных структур с особыми свойствами, природа которых еще недостаточно изучена. Как показали наши исследования [101], токовое воздействие, увеличивая скорость нагрева поверхностного слоя стали, уменьшает вероятность появления периодических трещин и снижает усилия волочения. Это достигается за счет формирования стабильной структуры в поверхностном слое уже на начальных этапах деформации.

Наблюдаемые изменения структуры и свойств стали при трении, как уже неоднократно подчеркивалось, имеют место в тонком поверхностном слое, поэтому имеется возможность дополнительного повышения прочности и износостойкости инструментальных сталей за счет создания твердых покрытий. Очевидно, что такие покрытия должны удовлетворять ряду требований, наиболее важными из которых является хорошая адгезия с основой и способность покрытия рассеивать подводимую извне энергию на элементах структуры. Пути создания таких покрытий прослежены в работе с помощью анализа поведения диффузионных покрытий разного состава и толщины в условиях трения с высокими контактными нагрузками и коррозионно-механического изнашивания. Показано, что в условиях высоких нагружений и с ограниченным теплоотводом из зоны трения важнейшим показателем надежности покрытия является не толщина, а гетерогенность его структуры. Покрытия однофазного типа имеют проеимущество при абразивно-коррозионном изнашивании, то есть в условиях, когда контактные нагрузки невелики (до ЮМПа), при ужесточении условий трения они, как правило, отслаиваются от основы. Исключить катастрофическое растрескивание слоя высокой твердости удалось за счет введения элемента демпфирования, а именно - разделить однородную структуру на дискретную, с последовательным чередованием высокопрочной и менее прочной фазы. При этом в сопротивлении нагрузкам активно участвовали и нижележащие слои основного металла, имевшие мелкокристаллическое строение [215] .

Нами были разработаны порошковые насыщающие смеси и режимы получения твердых слоев, которые имели зубчатую структуру, состоявшую из зубьев борида железа, чередующихся с борным цементитом. Толщина и плотность данных покрытий, как показано в работе, может регулироваться подбором состава насыщающей смеси, температурой процесса, а также предварительной химико-термической обработкой упрочняемой стали. Например, цементированный слой сопротивляется продавливанию боридов и имеет способность деформироваться, что дает возможность относительного смещения боридных кристаллов при нагружении и избегать катастрофического растрескивания слоя. В диссертации показано, что такие слои способны выдерживать нагрузки до 100 МПа в жестких условиях интенсивных тепловых и ударных воздействий, обеспечивая при этом стабильные параметры трения.

В соответствии с рекомендациямия. которые даны в работе, нами разработаны технологические инструкции многокомпонентного диффузионного хромирования оснастки для формования фарфоровых изделий и борирования опоры скольжения буровых шарошечных долот. Нанесенный бориро-ванный слой толщиной 80-12 0 мкм успешно конкурировал с изделиями, в которых нагруженная часть опоры скольжения наплавлялась стеллитом ЗВ16К.

Таким образом, результаты работы показали, что традиционные методы термической и химико-термической обработки, направленные, главным образом, на формирование однородных дисперсных структур, не всегда оправданы. Современный подход к получению высокопрочного состояния материалов требует разработки способов создания структур с оптимально подобранными микро, мезо- и макронеод-нородностями, удовлетворяющими конкретным условиям эксплуатации .

Список литературы диссертационного исследования доктор технических наук Сизова, Ольга Владимировна, 1998 год

ЛИТЕРАТУРА

1. Ю.А. Геллер. Инструментальные стали.- М. : Металлургия, 1975. - 584с.

2. А.П. Гуляев, К.Л. Малинина, С.М. Саверина. - Инструментальные стали. Справочник.- М. : Машиностроение, 1975. - 2 64с.

3. Э. Гудремон. Специальные стали: В 2 т. - М.: Метал-лургиздат, 1959. - 688с.

4. Л.И. Тушинский. Теория и технология упрочнения металлических сплавов.- Новосибирск:Наука, 1990.-303с.

5. Т. А. Чернышева, А.Е. Гвоздев, A.C. Базык. Влияние сверхпластической деформации на структуру быстрорежущей стали разной металлургической природы // МиТОМ. -1988. - №11. - с.53-56.

6«, В.Д. Садовский. Структурная наследственность в стали. - М.: Металлургиздат, 1973.- 303 с.

7. А.Н. Попандопуло. Рекристаллизация аустенита при нагреве отожженной быстрорежущей стали //Изв.Вузов. Черн. мет. - 1970. - №7.- с.126-130.

8. Л.И. Тушинский, A.A. Батаев, Л.Б. Тихомирова. Структура перлита и конструктивная прочность стали.- Новосибирск: ВО "Наука". Сибирское отделение, 1993. -280 с.

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

10. Физическое металловедение: В 3 т./ Под ред. Р. Кана. - Москва: Мир, 1968. - Т. 1. - 484 с.

11. В. Ф. Суховаров. Прерывистое выделение фаз в сплавах. - Новосибирск: Наука, 1983. - 165с.

12. Н.С. Зубков, Л.Б. Крепышева, Б.Е. Пак. Исследование влияния термодеформационных циклов на релаксацию напряжений при мартенситном превращении // Изв.вузов. Черн.Мет. - 1979. - №4. - с.94-96.

13. A.C. Тихонов, В.В. Белов, И.Г. Леушин. Термоциклическая обработка сталей, сплавов и композиционных материалов. - М.: Наука, 1984. - 185с.

14. Б. И. Костецкий. Структурно-энергетическая приспо-сабливаемость материалов при трении // Трение и износ. - 1989. - т.6, №2. - С.201-212.

15. А. Fischer. Einfluß der Temperatur auf das tribolo-gische Verhalten metallischer Werkstoffe. - Habilitationsschrift Ruhr-Universität, Bochum, 1992.

16. B.E. Панин. Физические основы мезомеханики среды со структурой // Изв.вузов. Физика.- 1992.- №2.- С.5-18.

17. Н.А.Конева, Э.В.Козлов. Закономерности субструктурного упрочнения//Изв. вузов. Физика.- 1991. - №3. -С.56-70.

18. Н.А.Конева, Э.В.Козлов. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. вузов. Физика.- 1990. - №2. -С.89-106.

19. Н.М. Алексеев, H.H. Кузьмин, Г.Р. Транковская, Е.А. Шувалова. О самоподобии процесса трения и изнашивания на различных масштабных уровнях // Трение и износ. - 1992. - т.6. - №1. - С.161-171.

20. J. Schmidt, U. Walter. Verschleiß-und Belastungscharakterisierung im tribologischen System Fräsen -

// lOth International Colloqium 09-11 January, 1996, Esslingen. - S.15-22.

21. Y.P. Stefanov, P.V. Makarov, P.V. Burkov, V.S. Matveev. Dynamic Simulation of chip generation and formation in metal cutting//Theoretical and applied fracture mechanis. - 1997. - №28. - P.117-124.

22. A.C. Чаус, А. П. Дубко, Ф.И. Рудницкий. Влияние температуры нагрева под закалку на структуру и свойства быстрорежущих сталей. - В сб.Металлургия. - 1983, вып.17. - С.160-163.

23. Е. Horn, Н. Brandis. Betrachtungen zur Ausbildung der Phasen im Schnellarbeitsstahl S6-5-2 mit abnehmenden C-Gehalt // Thyssen Edelst. Techn. Ber.

- 1975. - №11. - S.147-154.

24. E. Brandis. Zum Einfluß des Kohlenstoffgehaltes auf die Härte von Vergütigunsstählen nach Stirnabschrecken und Anlassen // Thyssen Edelst. Techn. Ber. -1975. - №1. - S.147-154.

25. C.A. Горчакова. Влияние углерода на фазовый состав, структуру и свойства быстрорежущей стали типа Р6М5 // МиТОМ. - 1984. - №3. - С.19-24.

26. А.П. Гуляев, JI.M. Сарманова. Влияние содержания углерода на пластичность быстрорежущей стали при высоких температурах // Изв.АН. Металлы. - 1970. - №6.

- С.140-142.

27. X. Кисимото. Влияние легирующих элементов на свойства быстрорежущих сталей // Татакадзо то нэцу серп. - 1978. - т.31, №9. - С.41-45.

28. Н. Brandis, Е. Haberling, R. Ortmann, H.H. Weigang. Einfluß des Siliciumgehaltes auf die Gefügeausbil-

dung und Eigenschaften eines Schnellarbeitsstahles mit rd. 6%W, 5%Mo, 2%V, 4%Cr und 1% bzw. 0,5%C. // Thyssen Edelst. Techn. Ber. - 1977.- №3. - S.81-99.

29. H. Brandis, E. Haberling, H.H. Weigang. Über den Einfluß von Stickstoff auf die wichtigsten Eigenschafften von Schnellarbeitstählen // Thyssen Edelst. Techn. Ber. - 1978. - №4. - S.79-84.

30. В.Д. Зеленова. Сопротивление хрупкому разрушению стали с поверхностно-упрочненным слоем // МиТОМ. -1970. - №6. - С.49-51.

31. П. С. Кремнев, В. К. Заболоцкий. Крупные карбиды в структуре быстрорежущих сталей // МиТОМ. - 1969. -№1. - С.41-4 4.

32. С. Broeckman. Bruch karbidreicher Stähle. - VDJ-Verlag, Reihe 18, Mechanik/ Bruchmechanik, 1994, №169. - 186 S.

33. Ю.А. Геллер, E.B. Мельниченко. Растворение карбидной фазы при нагреве быстрорежущей стали // Сталь. -1964. - №12. - С.1123-1126.

34. Ю.Н. Таран, А.М. Нестеренко. Строение карбида М6С в литых быстрорежущих сталях системы Fe-Mo-C // МиТОМ. - 1977. - №11.- С.49-53.

35. S. Karagöz, R. Riedl, M.R. Gregg, H. Fischmeister. Die Rolle des M2C-Carbides in Schnellarbeitstählen // Prakt. Metallografie. - Sonderbild. - 1983. №14. - S.369-382.

36. И.О.Хазанов, Ю.П. Егоров. Горячая деформация и рекристаллизация быстрорежущей стали PI 8 // МиТОМ. -1978. - №9. - С.52-55.

37. А.Н. Попандопуло. Кинетика и энергия активации роста аустенитных зерен быстрорежущей стали // МиТОМ. - 1974. - №7. - С.63-67.

38. И.К. Купалова. Прочность и фазовый состав быстрорежущей стали Р6М5 // МиТОМ. - 1982. - №5. - С.38-40.

39. G. Hackl, R. Ebner, F. Jeglitsch. Beitrag zur Entwicklung hochlegierter Schnellarbeitstählen // Zeitschr. für Metallkunde. - 1992. - №82. - S.368-378 .

40. J.A. Golezewski, H. Fischmeister. Erstarrung von Schnellarbeitstählen: thermodinamische und kinetische Aspekte // Zeitschr. für Metallkunde. 1993. - №82 - S.860-866.

41. C.A. Салтыков. Стереометрическая металлография. M.: Металлургия, 1958. - 322с.

42. И.О. Хазанов. Диаграмма рекристаллизации аустенита стали Р12Ф4К5 // МиТОМ. - 1977. - №11. - С.38-40.

43. А.П. Гуляев, И.К. Купалова. Методика и результаты анализа быстрорежущих сталей // Заводская лаборатория. - 1965. - №3. - С.298-318.

44. Ю.Р. Колобов. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. - Новосибирск: Наука. Сиб. предприятие РАН, 1998. - 184 с.

45. О. В. Сизова, H.A. Ерофеев. Влияние дисперсности карбидной фазы на рекристаллизацию аустенита быстрорежущей стали Р6М5 // Научное управление, экономика и технология машиностроения. - М: НИИМаш. - 1982, вып.10. - С.3-6.

46. Е.И. Вельский, С.С. Турин, Е.И. Панкратин. Новое в изготовлении и упрочнении инструментальной оснастки.

- Минск, Беларусь, 1986. - 112С.

47. Н. Brandis, H.H. Weigang. Zum Korngröße von Werkzeigstählen und deren Einfluß auf einige Eigenschafften // Thyssen Edelst. Techn. Ber. - 1985. -11 Band, H.2. - S.119-126.

48. A.H. Попандопуло, JI.Т. Жукова. Термическая стабилизация и дестабилизация аустенита в быстрорежущих вольфрамомолибденовых сталях // МиТОМ. - 1984.- №8.

- С.26-28.

49. A.M. Адаскин, Ю.Е. Седов. Влияние размеров и распределение избыточных карбидов на величину зерна быстрорежущей стали // МиТОМ. - 197 6. - №11. - С. 1216.

50. Ю.А. Геллер. Влияние отжига на свойства быстрорежущей стали // МиТОМ. - 1969. - №7. - С.9-12.

51. О. В. Сизова. Структурная наследственность при нагреве отожженной быстрорежущей стали. - Кандидатская диссертация, Новокузнецк, СМИ, 1983. - 112с.

52. И.О. Хазанов, Ю.П. Егоров. Влияние режимов нагрева и деформации на разнозернистость и величину аусте-нитного зерна стали Р18 // Изв.вузов. Черн. мет. -1976. - №11. С.140-143.

53. С.С. Горелик. Рекристаллизация металлов и сплавов.

- М.: Металлургиздат, 1967. - 220с.

54. A.C. Чаус, Ф.И. Рудницкий, М.Мургаш. Структурная наследственность и особенности разрушения быстрорежущих сталей // МиТОМ. - 1997. - №2. - С.9-11.

55. O.B. Сизова, C.H. Кульков. Субструктурное упрочнение высоколегированной стали // Изв. вузов. Черн.

Мет. - 1991. - №2. - С.44-47.

56. В.И. Архаров. Современные представления о явлениях диффузии вещества в твердом состоянии. - В сб. "Материалы симпозиума по металлургии и металловедению", посвященном 100-летию открытия Д. К. Черновым полиморфизма железа, М.: Наука, 1971. - С. 43.

57. Е. Hornbogen - Werkstoffe-Aufbau und Eigenschaften von Keramik, Metallen, Kunstwerkstoffen und Verbundwerkstoffen. - 3, Auflage, Springer-Verlag, Berlin, 1983. - 236 S.

58. B.A. Ланда, E.M. Степнов. Парциальные коэффициенты теплового расширения быстрорежущей стали PI8 // МиТОМ. - 1971. - №8. - С.55-57.

59. H.A. Ерофеев, О.В. Сизова, С.В. Блохина. Рекристаллизация аустенита быстрорежущей стали. - В сб. "Молодые ученые и специалисты Томской области в девятой пятилетке". - Томск, 1975. - С.212-214.

60. О. В. Сизова, В. Ф. Суховаров. Структурная наследственность в отожженной быстрорежущей стали // Изв. вузов. Черн. Мет. - 1986. - №4. - С.68-71.

61. В.Д. Садовский, Г.В. Маханек. Сталь. - М. : Наука, 1990. - 112с.

62. В.Д. Садовский, Б.Х. Соколов. О некоторых закономерностях формирования структуры аустенита при нагреве закаленных сталей. - В сб. "Проблемы металловедения и термической обработки", М. : Машгиз, 1960. - 187с.

63. Ю.П. Егоров, И.О. Хазанов. Рекристаллизация деформированного аустенита быстрорежущей стали Р6М5 // МиТОМ. - 1982. - №8. - С.2-6.

64. Ю.П. Егоров. Исследование влияния термомеханической обработки на структуру и свойства быстрорежущей стали Р6М5. - Автореферат кандидатской диссертации, Новокузнецк, СМИ, 1983. - 18с.

65. Е.А. Дегтяренко, И.О. Хазанов. О субкритической сверхпластичности быстрорежущей стали Р6М5 // Изв. вузов. Черн. Мет. - 1990. - №8. - С.51-53.

66. В.Н. Ломакин. Плавочные особенности быстрорежущей стали Р6М5 // Металлорежущий и контрольно-измерительный инструмент. - 1974. - №9. - С.9-11.

67. В.Н. Ломакин. Исследование нестабильности плавочных свойств промышленных плавок вольфрамомолибденовой быстрорежущей стали марки Р6М5 // Металлорежущий и контрольно-измерительный инструмент. - 1972. - №9. -с.16-19.

68. М.Е. Блантер. Методика исследования металлов и обработка опытных данных. - М. : Металлургия, 1952. -313с.

69. О. В. Сизова, А.Е. Камеристов. Об отмене операции отжига при повторной термической обработке цилиндрических сверл. - Информационный лист, ЦНИИМаш, 1982.

70. О. В. Сизова, В.Ф. Суховаров, A.A. Хазанов. Способ термической обработки швейных игл из стали У10А. -Ав. свидетельство №1293236 СССР, 1987г.

71. В. Е. Рубцов, С. Г. Псахье, A.B. Колубаев. Изучение особенностей формирования контакта шероховатых по-

верхностей на основе метода частиц // Письма в ЖТФ.

- 1998. - №5. - С.28-32.

72. В.М. Счастливцев, Д.А. Мирзаев, И.Л. Яковлева. Структура термически обработанной стали. - М.: Металлургия, 1994. - 287с.

73. Б. И. Максумов, И.О. Хазанов. Исследование влияния повторной закалки на микроструктуру и механические свойства стали ШХ15. // Изв. Вузов. Черная мет. -1991. - №2. - С.48-51.

74. A.A. Хазанов, В.Ф. Суховаров, H.H. Апаров. Изменение механических свойств стали У10А и эксплуатационных характеристик машинных швейных игл в зависимости от режимов термической обработки. - В сб. "Физико-химические исследования новых конструкционных материалов", Томск, ТФ СО АН СССР, 1988. - С.61-68.

75. Л.Г. Власова, С.С. Черняк, В. Л. Ивакин. Повышение комплекса свойств стали 37XH3A методом двойной закалки // Изв. вузов. Черн. мет. - 198 6.- №12.

С. 64-67 .

76. Ю.Н. Кузьменко, Б.Э. Натапов, A.M. Зарва, Б.Я. Борисов, М.В. Жарпиков. Производство и исследование быстрорежущих и штамповых сталей. - М. : Металлургия, 1970. - 345с.

77. В. Д. Кузнецов. Возможность применения сверхскоростей при обработке стали. // ЖТФ. - 1940. - вып. 3.

- С.17-20.

78. В.Д. Кузнецов. О возможности сверхскоростного резания металлов. // Вестник металлопромышленности. -1940. - №7. - С.34-39.

79. Ю.Б. Кабалдин, Н.Е. Кожевников, К. В. Кравчук. Исследование изнашивания режущей части инструмента из быстрорежущей стали. // Трение и износ. - 1990. -т.11. - №1. - С.130-135.

80. В. Д. Кузнецов. Избранные труды. Физика резания и трения металлов и кристаллов. - М.: Наука, 1977 -308с.

81. Развитие науки о резании металлов. - Под ред. H.H. Зорева, Г.И. Грановского, М.Н. Ларика, И. П. Третьяка, М.: Машиностроение, 1967. - 416с.

82. Т.Ф. Елсукова, В.Е. Панин. Эволюция структурных уровней деформации и самоорганизация мезоскопической субструктуры в поликристаллах. // Изв. Ан СССР. Металлы. - 1992. - №2. - С.73-89.

83. B.F. Turkovich, М. Field. Survey on material behavior in machining // Annals of the CIRP. - Vol. 30/2. - 1986. - P.533-540.

84. H.K. Tunschoff. Eigenspannungen und plastische Verformungen im Werkstuck durch spannende Bearbeitung- - Technische Hochschule Hannover, Fakultat fur Maschinenwesen, Dissertation, 1966. - S.233.

85. В.Е. Панин, А.И. Слосман, H.A. Колесова. Закономерности пластической деформации и разрушения на мезо-уровне поверхностно упрочненных образцов при статическом растяжении.//ФММ.- 1996.- т.82,№2 - С.34-38.

86. М. Field, J. F. Kahles. Review of surface integrity of machined components. // Annals of the CIRP/ 1971. - Vol 20/2. - P.153-163.

87. G. Schmaltz. Technische Oberflachenkunde, Springer Verlag, 1936. - 163S.

88. G. Vieregge. Zerspannung der Eisenwerkstoffe. Aufl. Verlag Stahl-Eisen, GmBh, Dusseldorf, 1970.

89. М.П. Хейфец. Проектирование оптимальных видов обработки резанием на основе самоорганизации трибокон-тактных процессов // Трение и износ. - 1995.-Т.16, №3. - С. 545-553.

90. K.M. Алексеев. Новое о структурных особенностях изнашивания твердых тел // Трение и износ. - 1989. -Т.10, №2. - С.197-205.

91. JI.C. Палатник, И.М. Любарский. Металлофизика трения. - М.: Металлургия, 1976. - 176с.

92. JI.C. Палатник, Т.М. Равицкая, Е.П. Островская. Структура и динамическая долговечность сталей в условиях тяжелого нагружения. - Челябинск.: Металлургия, 1973. - 20 6с.

93. С.З. Бокштейн. Диффузия и структура металлов. - М.: Металлургия, 1973. - 203с.

94. Л.Ф. Портер, Д. С. Добковский. Регулирование размера зерна термоциклированием. - В сб. "Сверхмелкое зерно в металлах", пер. с англ., М. : Металлургия, 1973. -С. 135-163.

95. Л.А. Лисицкая. Перспективы применения термоциклической обработки конструкционных сталей. // Изв. вузов. Черн. мет. - 1991. - №10. - С.99-100.

96. В. В. Бойков, Н.С. Зубков, Л. Б. Крепышева. Формирование напряженного состояния при термоциклировании стали Р6М5.//Изв.вуз.Черн.мет.-1978.-№12.- С.94-97.

97. С.С. Дьяченко. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. - М.: Металлургия, 1982. - 128с.

98. И.О. Хазанов, Ю.П. Егоров. Горячая деформация и рекристаллизация быстрорежущей стали Р18. // МиТОМ. -1978. - №9. - С.52-55.

99. А.П. Гуляев, Р. П. Лещинская. Нафталинистый излом быстрорежущей стали.//МиТОМ.- 1963.- №9.- С.22-27.

100. А.H. Резников. Теплофизика резания. - М, : Машиностроение, 1969. - 288с.

101. С.А. Башкирова, В.Е. Громов, Н.К. Дорошенко, В. Е. Павлов, Л.Б. Зуев, О.В. Сизова. Электростимулирован-ное волочение проволоки из стали Р18. // Изв. вуз. Черн. мет. - 1991. - №2. - С.58-59.

102. В. Я. Целлермаер, В.Е. Громов, Л. Б. Зуев, В. И. Данилов, О. В. Сизова. Структура и свойства сварочной проволоки после электростимулированного волочения. // Изв. вуз. Черн.мет. - 1991. - №10 - С.64-66.

103. В.В. Фадин, A.B. Колубаев, В.Е. Панин. Анализ фаз в композициях на основе TiC, полученных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. // Изв.вуз. Черн. мет. - 1993. - №2. - С.21-24.

104. Поверхностная прочность металлов при трении. - Под ред. Б.И. Костецкого, Киев.: Техника, 1976, 292с.

105. В.П. Алехин. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов.- М.:Наука, 1983.-280с.

10 6. Л.И. Тушинский. Теория и технология упрочнения металлических сплавов. - Новосибирск: "Наука". Сибирское отделение, 1990.- 303с.

107. Е.А. Марченко. Структурные изменения при разрушении металлов в условиях трения. - В сб. научных трудов "Физика износостойкости поверхности металлов",

физико-техн. ин-т им. А.Ф. Иоффе, РАН, Ленинград, 1988. - 206с.

108. W. Sinm, S. Freti . Abrasive wear of multiphase materials. // Wear. - 1989. - №129. - P.105-121.

109. H. Berns, A. Fischer. Abrasive wear resistance and microstrukture of Ni-Cr-B-Si hardfacing alloys with addition of AI, Nb, Mo, Fe, Mn and C. // Proc. Int. Conf. on wear of materials, HSME, Huston, New Jork, 1987, P.535-542/

110. Л.С. Ляхович, Л.Е. Ворошнин, A.H. Ростовцев, M.H. Мартынюк. Абразивная износостойкость цементированных хромистых сталей. // Изв. вуз. Черн. мет. - 1978. -№2. - С.103-105.

111. Н. Benninghoff. Hartstoffbeschichten von hochweitigen Werzeuge und Maschinenelementen.// Metalloberflache.- 1985. - B.39, №12. - S.455-467.

112. M. Luhrig. Temperaturabhangigkeit der Mikroharte von Mischkristallen in Phasengemischen. - Diss., Ruhr-Universit., Bochum, 1992, s.a. Fortschr.-Ber., Dusseldorf: VDJ-Verlag,1993. - VDI-Reihe 5, №297.

113. H. Berns, S.D. Franco. Properties of hard particles at roomand elevated temperature. - 111 Seminar Brasileiro sobre materials resistentes and desgaste, Fortaleza, Brasilieu, 1994. - P.131-146.

114. В.П. Безручко, A.C. Коротя. Износостойкость и хрупкость боридных, карбидных и нитридных покрытий. // Технология и организация производства. - Киев. -1978. - №1. - С.49-51.

115. JI.M. Рыбакова. Исследование структурных нарушений - деструкции пластически деформированного металла. -Автореферат докт. диссерт., 1978, ЦНИИЧермет. - 39с.

116. P.D. Sontwick, W.K. Honeycombe. Precipitation of М2зС6 at austenit/ferrite interfaces in duplex stainless steel. // Met. Sci. - N16. - 1982. -P.475-481.

117. А. С. Апкарьян, О. В. Сизова, Л.Б. Зуев., Г.В. Тру-сова. Абразивный износ стали формующей оснастки. // Стекло и керамика. - 1994. - №11-12. - С.31-32.

118. К.Н. Zum Gahr. Mikroctrukture and wear of materials. - Amsterdam, 1986. - 286p.

119. I.D.V. De Mello, S.D. Franko. On the abrasive wear of Al-Si-alloys. - Problems d1usure et materiaux al ususre, Saint-Etienix, 1994. - p.141-145.

120. В.Д. Зеленова. Сопротивление хрупкому разрушению стали с поверхностно-упрочненным слоем. // МиТОМ. -1970. - №6. - С.49-51.

121. А.В.Колубаев, С.Ю.Тарасов, Г.В.Трусова, О.В. Сизова. Структура и свойства однофазных боридных покрытий.// Изв.вуз. Черн. мет. - 1994. - №7. - С.4 9-51.

122. М.М. Хрущев. Абразивное изнашивание. - М. : Наука, 1970. - 248с.

123. В.Н. Кащеев. Абразивное разрушение твердых тел. -М.: Наука, 1970. - 252с.

124. P.J. Mutton, J.D. Watson. Some effekts of microstrukture on the abrasion resistans of metalls. // Wear. - 1978. - Vol.48. -P.385-398.

125. JI.И. Тушинский, A.B. Плохов. Исследование структуры и физико-механических свойств покрытий. - Новосибирск: Наука, 1986. - 198с.

126. Е.А. Марковский, Б.А. Кириевский. Изменение химического состава поверхностных слоев, деформированных трением. - В сб. "Проблемы трения и изнашивания", Киев: Техника, 1974. - 105с.

127. Л.М. Рыбакова, Л.И. Куксенова. Структура и износостойкость металла. - М. : Машиностроение, 1982. 105с.

128. Б. И. Костецкий. Структурно-энергетическая приспо-сабливаемость материалов при трении. // Трение и износ. - 1985. - т.6. - №2. - С.201-212.

12 9. В.Л. Попов, A.B. Колубаев, H.H. Сошнянина. Образование квазипериодических диссипативных структур на поверхности трения. - Мат-лы международного научно-практического симпозиума "Трибология и транспорт. Славянтриб-3", в 5 т., под ред. В.Ф. Безъязычного, Ю.П. Замятина, Рыбинск, РГАТА, 1995, т. 2. - С. 43-46.

130. N. Axen. Reibung von Verbundwerkstoffen in Abrasivverschleiss - Beschreibung eines neuen Modells. - lOth International Colloqium "Tribology-Solving Friction and Wear Problems, B.3. - P.1015-1024 .

131. H. Uetz. Abrasion und Erosion.-Carl Hanser Verlag, München, 1986. - 264 S.

132. В.П. Мельников. Абразивная износостойкость углеродистых и малолегированных сталей в различных структурных состояниях. // МиТОМ. - 1976. - №6. - С. 4546.

133. H. Berns, А. Fischer, W. Husch. Einfluss der Carbidorientirung auf Bruchzahigkeit und abrasiven Verschleisswiderstand ledeburitischer Kaltarbeitstahle. // HTM. - 1990. -B.45, №4. -S.217-222.

134. O.V. Sizova, L.B. Suev, T.S. Seuyfullina. Abrasionsverschleiss bei karbidreicher Stahlen und Hartstoffbeschichtungen. - Tribologie - Fachtagung, 1997, Reibung, Schmierung und Verschleiss. Gettingen, Vortr.48/1.

135. И.И. Фрумин, И.А. Рябцев, А.И. Головащук. Влияние структурных превращений на износостойкость карбидной стали У25Х6Т4М. // Автоматическая сварка. - 1974. -Т9. - С.23-25.

136. H.Berns, Р. Gumpel, W.Trojan. Gefuge und Verschleiss ledeburitischer Werkzeugstahle. // Thyssen Edelstahl Techn. Ber. - 1985. - B.ll, №2. -S.162-168.

137. B.R. Lawn, D.B. Marschall. Hardness, tougness and brittleness an indentation analysis. // J. Amer. Cer. Soc. - 1979. - B.62. - P.347-350.

138. E. Hornbogen, H. Warlimont. Metallkunde. Springer-Verlag, Berlin, 1991. - 362S.

139. H.F. Fischmeister, B. Karlsson. Plastizitateigenschafften grob-zweiphasigen Werkstoffe. // Z.für Metallkunde. - 1977. - B.68,№5. - S.311-327.

140. M.M. Тенненбаум. Износостойкость конструкционных материалов и деталей машин. - М.: Машиностроение, 1966. - 208с.

141. A.C. Стеценко. Повышение износостойкости деталей оборудования для производства цемента методами химико-термической обработки. - Автореферат канд. дис-серт., Минск, 1988. - 20с.

142. B.C. Попов, H.H. Брыков, В.И. Федря. Испытание материалов, в лабораторных условиях изнашивания облицовок прессформ.// Огнеупоры. - 1984. - №4. - С.47-49.

143. В.В. Фадин, A.B. Колубаев, О.В. Сизова, H.H. Бар-калов . Новые износостойкие материалы в тяжелонагру-женных опорах скольжения. - В сб. Конструкционные материалы и покрытия с демпфирующей структурой, Томск, ТНЦ СО РАН, 1990. - С.72-77.

144. А. V. Kolubaev, O.V. Sizova, S.J. Tarasov, G.V. Trusova, V.V. Fadin. Nowe materialy odporne na zuzycic oraz techniki utwadzania powierchnie tozysk sligowich gryzow wiertnichzych. // Zagadniema Ekspioatacyi maszyn. - Polska A.N. -1994. - z. 3-4. - (99-100), vol.29. - p.559-567.

145. A. Kolubaev, 0. Sizova, V. Fadin. Wear Resistance of heterogenes materials wiht metall matrix. Tribologie-Fachtagung 1997, Reibung, Schmierung und Verschleiss, Gettingen, 1997, Vortr.42/1.

146. J. Brechet, J.D. Embury, S. Tao, L. Luo. Damage Initation in Metal Matrix Composits. // Acta Metall, Mater. - 1991. - N39. - P.1781-1786.

147. L.M. Brown, J.D. Embury. The Initation and Grown of Voids at Second Phase Particels. - Proc. 3rd. Int. Conf. on Streng of Materials and Alloys. 1997. - London - Inst, of Metals. - P. 164-169.

148. Ch. Chatfield. The influence of carbide grain size on the hot hardness of policristalline tungsten carbide and WC-Co cemented carbides. // Powder Met.Inter. - 1985. - №17. - P.113-115.

149. K. Bungardt, E. Kunze, E. Horn. Untersuchungen uber den Aufbau des Systems Eisen-Chrom-Kohlenstoff. // Archiv fur das Eisenhuttenwesen. - №3. - 1958. -S. 193-203.

15 0. A.B. Викулин, Ю.П. Солнцев, Г.Е. Коджаспиров. Тре-щиностойкость сталей низкой и средней прочности. // МиТОМ. - 1982. - №8. - С.5-8.

151. В.Н. Виноградов, J1.C. Лившиц, С.Н. Платонов. Износостойкие стали с нестабильным аустенитом для деталей горнопромыслового оборудования. // Вестник машиностроения. - 1982. - №1. - С.26-29.

152. И.Н. Богачев, Р.И. Минц, Л.С. Малинов. Исследование кавитационной стойкости некоторых железо-марганцовистых сплавов. - ФММ. - 1964 . - т. 18, вып.4. - С.558-563.

153. С.Н. Бобров. Структурные изменения в стали в процессе абразивного изнашивания. // МиТОМ. - 1993. -№3. - С.10-13.

154. Л.С. Малинов, Е.Я. Харламова, Е.Л. Малинова. Абразивная износостойкость высокоуглеродистых марганцо-вованадиевых сталей. // МиТОМ. - 1990. -№2. - С. 2527 .

155. Л.С. Малинов, Е.Я. Харламова, А.П. Чешлак, Е.Л. Малинова. Повышение долговечности стальных колес разливочных машин. // Литейное производство. - 1990. - №9. - С.9-10.

15 6. B.C. Попов, H.H. Брыков, В.И. Федря. Испытания материалов в лабораторных условиях, имитирующих условия изнашивания облицовок прессформ. // Огнеупоры. - 1984. - №4. - С.47-49.

157. J.Z. Zhang, X.J. Lin. Carbide Cracking in sphero-idized carbon steels.// Proc. of an Int. Symp. Leid, in Xian Jongtong Univ. Xian, Republic of China. -1986. -№l. - S.95-101.

158. Г.Н. Сорокин, C.H. Бобров, Н.И. Шумовский. Абразивная износостойкость высокопрочных сталей. // МиТОМ. - 1984. - №11. - С.79-83.

159. К.Н. Zum Gahr. Abrasive wear of two phase metallic materials with a coarse microstrukture. - Proc. Int. Conf. on Wear of Materials, ASME, 1985. - S.45-58.

160. Ch. Broeckmann. Bruch karbidreicher Stahle Experiment und FEM-Simulation unter Berücksichtigung des Gefuges. - 1994. -Fort. Ber. VDI. - Reihe 18, №169.

161. M.M. Хрущов, M.A. Бабичев. Изнашивание сталей при трении об абразивную поверхность. // Трение и износ в машинах.- М.:Изд. АН СССР.- I960.- №6.- С.45-46.

162. A.A. Сороко-Новицкая. Влияние изотермической обработки на износостойкость углеродистой стали. // МиТОМ. - 1959. - №10. - С.52-53.

163. В.Ф. Лоскутов, В. Г. Хижняк, В.Н. Писаренко. Нанесение карбида ванадия на поверхность инструментальных сталей. // Изв. вуз. Черн. мет. - 1979. - №7. -С.112-114 .

164. B.C. Попов, H.H. Брыков, H.C. Дмитриенко. Износостойкость прессформ огнеупорного производства. - М.: Металлургия, 1971. - 156с.

165. Г.Н. Дубинин. Диффузионное хромирование. - М. : Машиностроение, 1964. - 452с.

166. Т. Leuendecker. Dünne Beschichten zur funktionalen Gestaltung technischen Oberflachen. - Sprechsaal, 1987. - S.185.

167. B.H. Виноградов, Лившиц Л. С, С.Н. Платонов. Износостойкие стали с нестабильным аустенитом для деталей горнопромыслового оборудования. // Вестник машиностроения. - 1982. - №1. - С.2 6-2 9.

168. О.В. Сизова, А.П. Чиркина, Н.Ф. Иванова. Разработка упрочняющих режимов термической обработки для изделий из инструментальной стали 65X13. - В сб."Физико-химические исследования новых конструкционных материалов", ТНЦ СО АН СССР, Томск, 1988. -С.37-45.

169. B.C. Иванова. Структура и свойства жаропрочных металлических материалов. - М.: Наука, 1967. - 14с.

170. H.A. Richard. Bruchvorhersagen bei überlagerter Normal - und Schubbeanspruchung sowie reiner Schubbeanspruchung von Rissen. - VDI-Forschungsheft 631, VDI-Verlag, Dusseldorf, 1985.

171. A.P. Андриевский, И.И. Спивак. Прочность тугоплавких соединений и материалов на их основе. - Справочник, М.: Металлургия, 1989. - 367с.

172. F. Wendl. Einfluss der Fertigung auf Gefuge und Zähigkeit von Warmarbeitstahlen mit 5% Chrom.

Dissert. Ruhr-Universit., Bochum, s.a. Fortshr.-Ber.

- 1985. - VDI. - Reihe5, №91. - Dusseldorf.

173. M.B. Белоус, В.Т. Черник, М.А. Васильев. Превращения при отпуске стали,- М.:Металлургия, 1973 - 231с.

174. W. Simm, S. Freti. Abrasive wear of multiphase materials. // Wear. - 1989. - №129. - P.105-121.

17 5. M.JI. Бернштейн. Структура деформированных сплавов.

- М.: Металлургия, 1977. - 431с.

176. К. Wellinger, Н. Uetz. Verschleiss durch kornige mineralische Stoffe..// Aufber-Technik. - 1963.

В.4, N8. - S.105-121.

177. W. Tabakoff, J. Ramchandran, A. Hamed. Temperature effects on the erosion of metals used in turbomachinery. - Proc. 5th. Int. Conf. on erosion by solid and liguid impact, Cambridge, 1979.

178. S. Soemantie, A.C. Mc Gee, I. Finnie. Some aspekts of abrasive wear at elevated temperatures. - Proc. Int. Conf. on Wear of materials, ASME. New Jork, 1985. - S.338-344.

179. А. В. Колубаев, О.В. Сизова, С.Ю. Тарасов, Г.В. Трусова. Особенности структуры и триботехнические свойства боридных покрытий. - Мат. Международного симпозиума Триболог-10М -Slavjantrieb -1, Рыбинск-Москва, 1993. - С.86-88.

180. А. С. Апкарьян, О. В. Сизова, Л. Б. Зуев, Т.З. Сей-фуллина. Разрушение поверхности стали 45 при изнашивании в свободном абразиве. - Сб. докладов Международного научно-практического симпозиума "Славянтриб-3", Рыбинск, 1995, т.З. - С.60-65.

181. JI.Г. Чеснокова, Н.Ф. Левченко, Т.М. Равицкая. О локальных изменениях структуры при эксплуатации стальных изделий. // Изв. АН СССР. Металлы. - 1983.

- №4. - С.145-149.

182. А. Fischer . Einfluss der Temperatur auf das tribologische Verhalten metallischer Werkstoffe. Habilitationsschrift, Ruhr-Universität, Bochum, 1992, s.a. Fortschr.-Ber. - Düsseldorf: VDI-Verlag.

- 1994. -VDI Reihe 5, №378.

183. S.D.Franko, J. De Mello. An investigation of the abrasive wear of Al-Si alloys with the Aid of Upsa-las pendulum.//Mat.Sc.& Eng.-1992.-№154.-P.175-181.

184. J. Kleff. Warmritzen metallischer Werkstoffe. Dissert. Ruhr-Universit. , Bochum, Fakultät für Maschinenbau, 1993, s.a. Fort.Ber. - Düsseldorf:VDI-Verlag, 1994. - VDI Reihe 5, № 340.

185. W. Häusch. Gefüge und Bruchzähigkeit ledeburi-tischer Chromstähle - Messung und Finite-Elemente-Nachbildung.-Diss., Ruhr-Universit., Bochum, 1990.

18 6. T.C. Скобло, B.E. Сапожников, Н.Ф. Левченко, М.Л. Усиков., А. Г. Козлова. Влияние морфологии исходных карбидов на структуру и свойства высокопрочных рельсовых сталей после закалки с индукционного нагрева. // МиТОМ. - 1982. - №10. - С.5-6.

187. В.Н. Виноградов, Г.М. Сорокин, В.А. Доценко. Абразивное инашивание бурильного инструмента. - М.: Недра, 1980, -207с.

188. Поверхностное упрочнение металлов и сплавов путем нанесения защитных покрытий (обзор). // Порошковая металлургия. - 1991. - №2. - С.102-105.

18 9. Г.В. Самсонов, A.A. Борисова. Состояние и перспективы исследования защитных покрытий в народном хозяйстве. // Защитные покрытия на металлах. - 1977.-вып.11. - С.3-13.

190. К.H. Habig. Oberflachenschutzschichten fur die Tribotechnik. // Tribologie und Schmierungstechnik.-1985. - 32 Jahrg, №3. - S.125-135.

191. A.B. Бякова, В.Ф. Лоскутов, Г.H. Гордань. Состав покрытий из карбида хрома на поверхности углеродистых сталей. // Изв.вузов. Черн.мет. - 1980. - №4. -С.109-112 .

192. В.Д. Осинцев. Влияние повышенных температур на состав, структуру, и механические свойства диффузион-но-хромированной стали. // МиТОМ. - 1985. - №11. -С.30-33.

193. В.Ф. Лоскутов, В. Г. Хижняк. Нанесение двухкомпо-нентных карбидных покрытий на поверхность инструментальных сталей. // Изв. вузов. Черн. мет. - 1982. -№10. - С.105-108.

194. В.И. Похмурский. Влияние диффузионных покрытий на прочностные свойства сталей. // Защитные покрытия на металлах. - 1970. - вып.З. -С.191-199.

195. В.Ф. Лоскутов, В.Г. Хижняк, М.Н. Бобина. Состав и строение многокомпонентных покрытий на основе ванадия и ниобия. // Изв. вуз. Черн. мет. - 1983. - №9. -С.140-143.

196. В.Ф. Хижняк, В.Ф. Лоскутов, М.Н. Бобина. Нанесение двухкомпонентных карбидных покрытий на поверхность железа и сталей. // Изв. вуз. Черн. мет. - 1982. -№3. - С.153-155.

197. Борирование промышленных сталей и чугунов : Справ, пособие // Л.Г. Ворошнин. - Минск: Беларусь, 1981.-205с.

198. М.Е. Блантер, М.П. Беседин. Кинетика образования борированного слоя в сплавах железа. // МиТОМ. 1955. - №6. - С.3-9.

199. О.В. Сизова, К.И. Борисов, Т.З. Сейфуллина. Структура электрохимических покрытий. - В сб. трудов Всесоюзной конференции "Порошковые материалы и плазменные покрытия", Барнаул, 1988. - С.33-36.

200. К.И. Борисов, О.В. Сизова, Т.З. Сейфуллина. Изучение закономерностей износа в тяжелонагруженном состоянии. - В сб. трудов Всесоюзной конференции "Современные проблемы триботехнологии", Николаев, 1988. - С.34.

201. A.B. Колубаев, О.В. Сизова, Ю.Д. Новомейский, В.И. Ковешников, Ю.А. Савлев. Состав для борирования стальных изделий. - Авт свидетельство №1788788, СССР. Кл.С23, С8/72.

202. О.В. Сизова, Л. Б. Зуев, Н.Я. Кудрявцева. Диффузионное поверхностное легирование углеродистой стали. // Изв. вуз. Физика. - 1996.- №3. - С.109-133.

203. Г.В. Земсков, Р.Л. Коган. Многокомпонентное диффузионное насыщение металлов и сплавов. - М. : Металлургия, 1978, - 208с.

204. Н.Я. Кудрявцева, Ю.Н. Громов. Диффузионное насыщение сталей и сплавов карбидообразующими элементами. - Деп. в Черметинформации. - №5 601, 4M. - 7 8с.

205. С.Ю. Тарасов, Г.В. Трусова, A.B. Колубаев, О.В. Сизова. Структурные особенности боридных покрытий

триботехнического назначения. // МиТОМ. - 1995. №6. - С.35-38.

206. В.Ф. Лабунец, Л.Г. Ворошнин, М.В. Киндрачук. Износостойкие боридные покрытия. - Киев: Техника, 1989, - 158с.

207. H.H. Митрохович. Обоснование выбора состава для борирования в пастах. - Сб. Термическая обработка и физика металлов, Свердловск: изд-во УПИ им. С.М. Кирова, 1982, вып.7. - С.144-147.

208. М.Г. Исаков, Г.М. Прусаков. Исследование кинетики роста боридов в системах Fe-B, Fe-B-C. // Изв. АН СССР. Металлы. - 1967. - №1. - С.185.

209. М. А. Влантер, Н.П. Беседин. Выявление структуры сплавов цветным травлением. // Заводская лаборатория. - 1954. - №4. - С.433-434.

210. Г. В. Трусова. Механизм формирования, структура и свойства боридных слоев на стали. - Канд. диссерт., Томск, 1996, -133с.

211.Д. Манниш. Кинетика диффузии атомов в кристаллах. -М.: Мир, 1971, - 277с.

212. S. Palmqvist. Rißbildungsarbeit bei Vickers-Eindrücken als Maß für Zähigkeit von Hartmetallen. // Archiv für Eisenhüttenwesen. - 1962. - N9.

S.629-634 .

213. В. Чех, И. Дочекал. Методика измерения вязкости разрушения твердых сплавов по Палмквисту // Metallurgie. - 1985. - N1. - S.19-29.

214. O.B. Сизова, A.B. Колубаев, В.И. Ковешников, Г.В. Трусова, С.Ю. Тарасов. Упрочняющая обработка опор

скольжения буровых долот. // Химическое и нефтяное машиностроение.- 1993.-№4. -С.25-2 7.

215. А. V. Kolubaev, J.V. Sizova, S.J. Tarasov, G.V. Trusova. Verschleißfeste Boridshcichten für Reibungssystemen // Tribologie und Schmierungstechnik. -1995. -В.42-. -Nl. -S.3-5.

216. JI.И. Тушинский, Ю.П. Потеряев. Проблемы материаловедения в трибологии. - Новосибирск: НЭТИ, 1991. -64с.

217. A.B. Колубаев, В.Л. Попов, О.В. Сизова, С.Ю. Тарасов . Особенности структуры поверхностных слоев металлов при трении с высокими нагрузками. - В кн. Физическая механика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т./ В.Е. Панин, В.Е. Егорушкин, П. В. Макаров и др.-Новосибирск:Наука, 1995. -Т.1. -298с.

218. Н. Czigos, К.Н. Habig. Tribologie-Handbuch und Verschleiß. - Vieweg Verlag, 1992, Braunschweig.

219. A.B. Колубаев, B.B. Фадин, В.Е. Панин. Исследование износостойкости композитов, содержащих карбид титана. // Изв. вуз. Физика. -1992. -№12. -С.64-68.

220. A.B. Белый, Г. Д. Кириенко, Н.К. Мышкин. Структура и методы формирования износостойких поверхностных слоев. - М.: Машиностроение, 1991, -218с.

221. G. Gugler, A.G. Vilab, S. Debaud, S. Milcher. Lebensdauermittlung von Festschmeirstoffbeschichtun-gen AISI 440C- Walzlagerrkugeln verschiedener Oberflächenmorphologie mittels eihes vier-KugelApparates. - Esslingen, 1996, 10-th Int. Collog., Band/Vol. 1. - S.513-516.

222. Д.Н. Гаркунов. Триботехника. - М.: Машиностроение, 1989, - 424с.

223. O.V. Sizova, A.V. Kolubaev, G.V. Trusova. Einfluß der Struktur von Borid- Schichten auf Reibung und Gleitverschleiß. // Metall.- 1997.- №12. -S.2-4.

224. A.B. Колубаев. Изменения структуры поверхности металлических материалов при трении с высокими нагрузками. - Докт. диссерт., 1996, Томск, -292с.

225. JT.C. Лившиц, А.И. Кутеков, С.М. Левин. Абразивное и ударно-абразивное изнашивание сталей и сплавов в коррозионно-активных средах. // Трение и износ. 1991. - Т.12. -№15. -С.855-861.

22 6. A.C. Апкарьян. Разработка технологии поверхностного упрочнения оснастки фарфорового производства. Канд. диссерт., Томск, 1995, -114с.

227. Г.Е. Лазарев. Абразивное изнашивание в коррозион-но-активной среде. // Химическое и нефтяное машиностроение. - 1974. -№7. - С.38-39.

22 8. Б. И. Костецкий. Износостойкость деталей машин. Киев, 1950. - 362с.

229. Л.И. Бершадский. Структурная термодинамика трибо-систем. - Киев, 1990. - 315с.

230. A.C. Апкарьян, О.В. Сизова, Л. Б. Зуев. Упрочнение оснастки для формования изделий из глиняных смесей. // Стекло и керамика. - 1994. -№3-4, - С.31-32.

231. A.C. Апкарьян, О.В. Сизова, Л.Б. Зуев, Т.З. Сей-фуллина. Абразивный износ поверхностно-упрочненной стали 45. // МиТОМ. -1996. -№1. - С.25-28.

232. И.Я. Сокол, Е.А. Ульянин и др. Структура и коррозия металлов и сплавов. Атлас структур. Справочное издание. - М.: Металлургия, 1989. - 398с.

233. В.М. Новаковский, Л.О. Чуняева. Теоретическая оценка возможности смыкания карбидной фазы в поверхностных слоях диффузионно-хромируемой стали. // Защита металлов. -1992. -т.28. -№6. - С.883-893.

234. Н.В. Степанова. Разработка и исследование диффузионных покрытий карбидного класса с повышенными три-ботехническими свойствами. -Автореферат канд. дис-серт., Москва, 1989, - 16с.

235. А. Schreiner. Einfluß passivierenden Schichten auf thermochemischen Diffusionsprozess. // Härten, techn. Mitt. -1986.-B.4, №6. - S.399-410.

236. A. Fischer. Einfluß der Temmperatur auf das tribologische Verhalten metallischer Werkstoffe Habilitationsschrift für das Fach Werkstofftechnik.-Bochum: Ruhr-Universität Bochum, 1992.

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