Распределение азота и углерода, фазовая структура градиентных слоев и механические свойства стали 20х2Н4А после нитроцементации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

МАЛИНОВСКАЯ Виктория Александровна

РАСПРЕДЕЛЕНИЕ АЗОТА И УГЛЕРОДА, ФАЗОВАЯ СТРУКТУРА ГРАДИЕНТНЫХ СЛОЕВ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 20Х2Н4А ПОСЛЕ НИТРОЦЕМЕНТАЦИИ

Специальность 01.04.07 — физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

О'-'- ■ ? ¡^ Новокузнецк - 2006

1 г * . /у С / - С. ' ^ * .-> ~

а — саг с?

Работа выполнена в Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор

Козлов Эдуард Викторович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук,

старший научный сотрудник Сизова О.В.

доктор физико-математических наук, доцент Иванов Ю.Ф.

Ведущая организация: Институт металловедения и физики металлов

• ЦНИИ ЧерМет им И.П. Бардина

Защита состоится «6» июля 2006 года в 12.00 часов на заседании диссертационного совета К212.252.01 в Сибирском государственном индустриальном университете по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровской области, ул. Кирова,42

Факс: (3843)465792, e-mail: gromov@physics.sibsiu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Сибирского государственного индустриального университета

Автореферат разослан «_»_2006г.

Ученый секретарь диссертационного

совета кандидат технических наук, до- Куценко А.И.

цент

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых состояний в сталях является одной из важных задач современной физики конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки и создания эффективных способов повышения служебных характеристик сталей. Увеличить эксплуатационную стойкость можно при использовании упрочнения стали в результате химико-термической обработки, в частности, высокотемпературной нитроцементации с созданием в приповерхностных слоях градиентных структур. Создание, поведение и свойства градиентных структур в тяжелонагруженных условиях изучены недостаточно. Поэтому изучение фазового состава, структуры, дислокационной субструктуры в конструкционной стали мар-тенситного класса, подвергнутой высокотемпературной нитроцементации и последующим видам термической обработки представляет собой актуальную научную задачу, решение которой, несомненно, имеет важное практическое значение для установления физической природы деградации материала, для изготовления деталей ответственных высоконагруженных машин и разработки рекомендаций по надежной безопасной эксплуатации. Установлена роль фронтальной концентрационной диффузии, восходящей диффузии, диффузии по границам зерен и дислокациям в формировании нитроцементованных слоев стали 20Х2Н4А.

Научная новизна впервые методами современного физического материаловедения проведены комплексные послойные исследования структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры конструкционной среднелегированной стали мартенситного класса 20Х2Н4А, подвергнутой высокотемпературной нитроцементации и последующим видам термической обработки с образованием градиентного строения, изделия из которой эксплуатируются в условиях ударных нагрузок. Установлены механизмы, ответственные за формирование градиентных структурно-фазовых состояний в конструкционной стали мартенситного класса 20Х2Н4А. Выявлены закономерности изменения параметров структуры нитроце-ментованного слоя по мере удаления от поверхности образца в глубь с позиций структурных уровней с указанием масштаба каждого структурного элемента применительно к исследуемой стали. При этом были определены: размеры зерен; объемные доли а- и у-фаз и их морфологических составляющих; размеры, плотность распределения и объемные доли карбонитридных фаз; скалярная плотность дислокаций; амплитуды внутренних напряжений; концентрационные зависимости элементов внедрения и замещения; предел текучести и вклады в него. Впервые изучены источники внутренних полей напряжений и определены параметры полей на микро- и мезоуровнях.

Практическая значимость работы заключается в том, что совокупность полученных экспериментальных и теоретических результатов, демонстрирующих изменение параметров тонкой структуры и фазового состава лежит в основе понимания физической природы градиентных структурно-фазовых состояний, формирующихся в конструкционной легированной стали 20Х2Н4А. Указана граница

применимости литературных диаграмм равновесия при анализе и предсказании процессов формирования карбонитридных фаз в нитроцементованном слое стали 20Х2Н4А. Развита методика определения концентрации элементов внедрения и параметров градиентных слоев нитроцементованной стали. Установленные закономерности позволяют обосновать целесообразность использования высокотемпературной нитроцементации и последующих видов термической обработки конструкционных среднелегированных сталей для повышения их эксплуатационных свойств.

Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик исследования, корреляциями между экспериментальными данными и результатами, полученными теоретическим путем. Она обеспечивается обоснованностью применяемых методов современного физического металловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.

Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения:

1. Разделение нитроцементованного слоя на 4 зоны и установление основного пятифазового состава этих зон.

2. Установление основных механизмов диффузии азота и углерода в ходе нитроцементации.

3. Градиентная структура и её параметры, возникающая после нитроцементации.

4. Механизмы упрочнения нитроцементованной стали.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: всероссийской научно-практической конференции «Прогрессивные технологии и экономика в машиностроении» (Юр-га 2003); международной конференции «Современное материаловедение: достижения и проблемы» MMS-2005 (Киев 2005); VIII Международной научно-технической конференции «Структурные основы модифицирования материалов методами нетрадиционных технологий» (Обнинск 2005); VIII Российско-китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (Китай, Гуан-Чжоу 2005); Международной научной конференции ФТТ «Актуальные проблемы физики твердого тела» (Минск 2005); Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Вологда 2005); III Российской научно-технической конференции «Физические свойства металлов й сплавов» (Екатеринбург 2005); II Международной школе «Физическое материаловедение», XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Тольятти 2006); XVI Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных памяти В.А. Лихачева (С.-Пб. 2006); III Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» (Москва 2006).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 11 статьях и 9 тезисах докладов. Список основных работ приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов и списка цитируемой литературы, включающего 232 наименования. Диссертация содержит 238 страниц, в том числе 95 рисунков и 22 таблицы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении кратко формулируются основные проблемы, объект исследования. Описаны актуальность проблемы, научная новизна, практическая ценность и положения, выносимые на защиту.

Первая глава является обзорной и состоит из восьми разделов.

В главе изложены основные литературные данные о мартенситных сталях. Описан их фазовый состав, морфология мартенситных сталей, их кристаллическая структура. Обзор касается тех характеристик тонкой структуры, которым было уделено внимание в настоящем исследовании.

Рассмотрение и описание структуры стали в диссертации проводится с точки зрения конкретных структурных уровней, поэтому в данной главе даны также общие понятия о структурных уровнях.

Нитроцементация приводит к созданию градиентных структур, т.е. к изменению в фазовом составе, морфологии фаз и особенностей строения слоев материала, прилегающих к поверхности, на которую оказывалось воздействие. Поэтому в данной главе дано понятие о градиентных структурах. Дана их классификация. Показано, какие виды воздействия на материал приводят к их образованию.

Так как нитроцементация сопровождается интенсивной диффузией, протекающей по границам зерен, в объеме материала и по дислокациям, то в обзорной главе кратко описаны закономерности диффузионных процессов в железе и сталях.

Заканчивается глава постановкой задачи исследования.

Вторая глава «Материал и методика исследования» содержит описание материала и методики его исследования и включает четыре раздела.

В качестве материала исследования использовалась конструкционная легированная сталь мартенситного класса 20Х2Н4А, используемая для производства нитроцементованных высоконагруженных деталей шестерен для комбайнов «К-500». После гомогенизации и нормализации сталь была подвергнута высокотемпературной нитроцементации (поверхностному насыщению азотом и углеродом) при температуре 920°С в промышленных условиях на Юргинском машиностроительном заводе. Последующая термическая обработка состояла в следующем: высокий отпуск при температуре 620°С (1 час), затем закалка от 820°С в масло и низкий отпуск при 180°С (1 час).

Изучение образцов проводилось в трех состояниях: 1)до нитроцементации (исходное состояние); 2) после нитроцементации и 3) после всего цикла последующих термических обработок.

Изменения в структуре, к которым приводит нитроцементация, хорошо видны уже при небольших увеличениях в металлографическом микроскопе на шлифах, сделанных перпендикулярно обработанной поверхности. Поэтому в работе был применен метод оптической микроскопии, который контролировал и обуславливал выбор мест изучения тонкой структуры на образце. Исследование тонкой структуры проводилось на образцах, вырезанных в двух направлениях: 1) перпендикулярно и 2) параллельно нитроцементованной поверхности. Наряду с методом оптической микроскопии для решения задач фазового анализа, тонкой дефектной структуры материала и измерения внутренних напряжений применялись методы электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Определение фазового состава материала проводилось по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнопольными изображениями, полученными в рефлексах соответствующих фаз.

Дана методика количественной обработки всех основных параметров структуры: среднего размера зерна, средних размеров структурных составляющих сталей и их объемных долей; скалярной и избыточной плотности дислокаций; амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки; размеров, плотности распределения частиц карбидных и карбонитридных фаз и их объемных долей.

Третья глава «Морфология, структура и фазовый состав основных и вторичных фаз» состоит из восьми разделов. В данной главе дано описание фазового состава и уделено внимание морфологии стали 20Х2Н4А независимо от термообработки образца и места исследования. Описание а- и у-фаз проводится на структурном уровне «Мезоуровень» подуровнях «Часть зерна» и «Отдельный кристаллит», при описании вторичных фаз (карбидов и карбонитридов) привлекается и более крупномасштабные уровни («Зерно» и «Образец в целом»).

Исследования структуры стали 20Х2Н4А показали, что данная сталь после любой обработки (как после нитроцементации, так и после последующего комплекса термических обработок) является многофазным материалом, состоящим из смеси а-фазы, у-фазы, карбидов и карбонитридов. Основную долю материала всегда составляет а-фаза, имеющая ОЦК решетку. Морфологически а-фаза в различных образцах после различных термических обработок в общем случае присутствует в виде: 1) феррита; 2) пластинчатого перлита; 3)бейнита и 4) отпущенного (или «самоотпущенного») мартенсита.

Ферритные зерна встречаются в материале в двух модификациях: а) в виде феррито-карбидной смеси, когда внутри ферритных зерен присутствуют частицы карбида МгзСб, и б) ферритных безкарбидных зерен с ячеисто-сетчатой дислокационной субструктурой. Бейнит в зависимости от обработки материала может присутствовать в виде пластин верхнего или нижнего бейнита. Мартенсит присутствует в виде пакетного (или реечного), пластинчатого низкотемпературного и пластинчатого высокотемпературного мартенсита. Причем во всех образцах основной морфологической составляющей а-фазы практически всегда является пакетный мартенсит Объемная доля каждого типа мартенсита, размеры (попереч-

ный и продольный) мартенситных кристаллов, а также их внутренняя структура зависят от обработки материала и от расстояния до поверхности образца.

у-фаза имеет ГЦК решетку. Её количество в зависимости от термообработки и места исследования на образце изменяется от 0 до 30%. Морфологически у-фаза в различных образцах присутствует в виде а) отдельных зерен и б) остаточного аустенита. Участки у-фазы, расположенные в виде отдельных зерен (рис.1 а), представляют собой стабильную конфигурацию у-фазы, т.к. она насыщена углеродом и азотом до равновесного состояния. Поэтому эти зерна не являются остаточным аустенитом, который является метастабильной конфигурацией. Остаточный аустенит присутствует в стали по границам мартенситных реек и пластин в виде тонких длинных прослоек (рис.1 б) и внутри мартенситных и бейнитных пластин в виде колоний двойникового типа (рис.1 в) и отдельных, случайным об-

Цементит - карбид железа (Ре3С) присутствует во всех слоях материала и независимо от режимов химико-термической обработки стали. Частицы цементита хорошо различимы на всех структурных уровнях: от «Образца в целом» до «Микроуровня» и всегда имеют пластинчатую, или стержневидную, форму.

К специальным карбидам и карбонитридам, присутствующим в исследуемой стали, относятся карбиды типа М2зС6 и карбонитриды типа М2з(С,Ы)6 и М2(С,Ы), которыми являются карбонитриды M2C0.6iN0.39 и M6.2C3.5N0.3- Карбид типа М2зСб в исследуемой стали встречается лишь в исходном состоянии. После всех режимов химико-термической обработки в материале присутствуют только карбонитриды. Частицы карбонитрида М2з(С,Ы)6, как и цементита, присутствуют на всех структурных уровнях. Средний размер частиц на различных структурных уровнях отличается более чем на порядок. Однако все частицы обладают округлой формой и располагаются в материале случайным образом: как внутри, так и на границах зерен и кристаллов а-фазы. Карбонитриды типа М2(С,Ы) обнаруживаются только методом электронной микроскопии на структурном уровне «Микроуровень».

Термообработка материала не влияет на форму и расположение фаз, присутствующих в материале, но влияет на их соотношение и размеры частиц. Коли-

разом расположенных, островков (рис.1 г).

Рис.1. Электронно-микроскопические изображения у-фазы: а - равновесный аустенит; б-г - остаточный аустенит (а - светлопольное изображение, б-г - темно-польные изображения, полученные в рефлексах у-фазы

чественное соотношение фаз и средние размеры частиц по глубине образца также различны.

Четвертая глава «Изменение структуры стали после нитроцементации и влияние на нее последующих термообработок» состоит из семи разделов. Нитро-цементация стали приводит к созданию вблизи поверхности образца нитроцемен-тованного слоя, структура которого по мере удаления в глубь образца меняется. Эти изменения структуры в слое удобно рассматривать с позиций структурных (или масштабных) уровней. Для этого была составлена таблица структурных уровней с указанием масштаба каждого структурного элемента применительно к исследуемой в настоящей работе стали 20Х2Н4А (см. табл.).

Таблица

№ уровня Уровень Подуровень Элемент структуры Масштаб

1. Образец в целом Группы зерен см

2. Уровень зерна Зерно феррита Безкарбидный феррит десятки мкм

Ферритокарбидная смесь десятки мкм

Зерно перлита десятки мкм

Зерно мартенсита десятки мкм

Зерно аустенита единицы мкм

3. Мезоуровень Часть зерна Пакет, пластина мартенсита и бейнита мкм

Перлитные колонии мкм

Отдельный кристаллит Мартенситная рейка, прослойка остаточного аустенита доли мкм - мкм

Пластина цементита, пластина а-фазы мкм

Карбиды по границам зерен Карбонитриды и цементит доли мкм - мкм

4. Микро уровень Межфазные и внутрифазные границы Границы между мартен-ситными кристаллами, а/у доли мкм - нм

Частицы карбидов и карбо-нитридов (Ре,Сг)3С; (Ре,Сг)2:.(С^)6; (Ре,Сг)2(С,Ы) нм

Элементы структуры Дислокации 10"' нм

Вакансии 10"' нм

На структурных уровнях «Образец в целом» и «Зерно» на поперечном микрошлифе хорошо выделяется нитроцементованный слой, который можно разделить на 4 зоны: зона I — поверхность образца, зоны II и III — промежуточные зоны, зона IV — основной металл (рис.2). Все зоны различаются размерами зерен и количеством и размерами выделений в них. Как видно из рис.3, на поверхности нит-роцементованного образца (в зоне I) средний размер зерен имеет минимальное значение, затем он быстро возрастает и в зоне II становится наибольшим. После

Поверхность

I СИ) м

Рис.2. Оптическое изображение структуры нитроцементованного слоя в стали 20Х2Н4А, наблюдающейся от поверхности в глубь образца. Указаны частицы карбонитридов М2з(С,Ы)б (белые стрелки) и цементита (черные стрелки). Римскими цифрами отмечены зоны и их размер

О 1 2 3 4 х, мм Рис.3. Средние размеры зерен (О) на разных расстояниях (X) от нитроцементован-ной поверхности стали при различных режимах термической обработки: 1 - исходное состояние; 2 - после нитроцементации; 3 - после последующей термической обработки. Заштрихованными участками и римскими цифрами отмечены границы зон в нитроцементованном слое

этого размер зерен убывает (сравни на рис.3 кр.1 - исходное состояние с кр.2 — после нитроцементации). Поведения зависимости количества выделений и их средних размеров по глубине нитроцементованного слоя имеют такой же вид: минимальное значение — в зоне I и максимальное - в зоне II.

Структура нитроцементованного слоя и её изменения при удалении от поверхности в глубь образца на более мелкомасштабных структурных уровнях («Мезоуровень» и «Микроуровень») выявляются более заметнее. Во-первых, изменяется морфология матрицы стали - в зоне I а-фаза представлена, в основном, пластинчатым низкотемпературным мартенситом, в зоне IV пакетный мартенсит составляет уже основную часть и при этом наряду с пластинчатым низкотемпературным мартенситом присутствует в матрице стали и пластинчатый высокотемпературный мартенсит. Кроме того, в зоне IV полностью отсутствуют зерна у-фазы, присутствовавшие в зоне I в значительном количестве. Полученные результаты подтверждают то, что на поверхности образца (в зоне I) концентрация углерода и азота значительно выше, а в зоне IV количество углерода и азота недостаточно, чтобы стабилизировать зерна аустенита.

Во-вторых, по мере удаления от поверхности образца, вследствие уменьшения концентрации углерода, изменяется распределение и объемная доля карбидных фаз. А именно, значительно уменьшается удельная объемная доля цементита во всех морфологических составляющих а-фазы. Происходит уменьшение удельной объемной доли и карбонитридов М2з(С,М)б. При этом необходимо отметить, что объемная доля карбонитрида М2(С,И) практически не меняется.

Последующий цикл термических обработок приводит, во-первых, к выравниванию структуры нитроцементованного слоя: распределение выделившихся частиц становится более равномерным, а сами частицы - более мелкодисперсными. Вторым, немаловажным, фактом является уменьшение размера зерен (рис.3, кр.З). Результаты послойного количественного фазового анализа термообрабо-танной стали 20Х2Н4А (в среднем по материалу) представлены на рис.4. Как видно, основу карбонитридного слоя составляет а-твердый раствор. В поверхностном слое много метастабильного аустенита. С глубины 100 мкм и до 1.5 мм второй фазой (по количеству) является цементит. Далее по количеству идет карбо-нитрид М23(С,Ы)6, который в IV зоне дает вус> рой вклад такой же, как у-фаза. Содержание—*"" карбонитрида М2(С,Ы) слабо меняется по глубине и практически всегда меньше 1%. Как-видно из представленных кривых на рис.4, на расстоянии ~0.3 мм от поверхности все они претерпевают изменение.

В пятой главе «Перераспределение элементов внедрения и замещения при нитроце-ментации и влияние последующих термообработок» было рассмотрено, каким образом влияет высокотемпературная нитроцементация на взаимную диффузию с одной стороны углерода и азота, а с другой стороны - хрома. Концентрация углерода и азота в работе определялась из

X, мм

Рис.4. Изменение объемных долей: а-фазы (1), у-фазы (2), цементита (3) и карбонитридов М2з(С,Ы)0 (4) и М2(С,Ы) (5) по глубине термообра-ботанного после нитроцементации слоя (римскими цифрами и пунктирными линиями отмечены границы зон)

стехиометрического состава карбидов и карбонитридов и их объемных долей, а в а- и у-фазах - с использованием параметров их кристаллических решеток. Если воспользоваться равновесными диаграммами Ре-С—Ь1-Сг и допустить, что соотношение и фазовый состав стали отвечают равновесию при температуре, близкой или ниже процесса нитроцементации, то можно разделить доли азота и углерода и определить химический состав зон нитроцементованного слоя. В результате этого было установлено, что содержание азота и углерода в а-фазе близко к отношению 1 : 1; в у-фазе азота в 2 раза больше, чем углерода; в цементите азота практически нет, а равновесный состав карбонитридов М2(С,1^) и М23(С,Ы)а можно записать, предварительно построив зависимости соотношения элементов внедрения С/Ы в карбонитридах М23(С,М)б и М2(С,Ы) от содержания хрома, следующим образом: М23(С0,89^,п)б и М2(Со61Ы0,з9)-

С помощью данных количественного фазового анализа, было установлено, что углерода в карбонитридном слое значительно больше, чем азота. В основном он сосредоточен в цементите и карбонитриде М23(С,1Ч)6, а также в а-фазе. Азот сосредоточен в у- и а-фазах и в карбонитридах М23(С,1Ч)б и М2(С,М). Проведенные

расчеты показали, что после нитроцементации поверхностный слой материала (зона I) пересыщен углеродом и азотом в количестве (С + N) » 2,1 вес.%, в зоне IV содержание (С + N) « 0,6 вес.%. Это означает, что фактически в зоне I мы имеем дело не со сталью, а с чугуном, а в зоне IV — с заэвтектоидной сталью.

В условиях нитроцементации в аустенитной области имеет место повышенная растворимость элементов внедрения в у-фазе как в ее объеме, так и особенно по границам зерен. Как показали проведенные исследования, общая объемная доля а-фазы на поверхности нитроцементованной стали составляет величину, равную 0.42, объем аустенитных зерен составляют 0.2, остальной объем - карбиды и карбонитриды. Из величины объемной доли карбидов и карбонитридов одна треть находится в виде легированного цементита на границах зерен, остальное - в виде частиц карбонитрида M2j(C,N)6 крупных размеров в стыках зерен и на их границах, и более мелких частиц M23(C,N)6 - в объеме зерен. Это означает, что в ходе нитроцементации границы зерен активно работают как места развития потоков углерода и азота; от границ зерен происходит диффузия в глубь материала. Одновременно происходит фронтальная диффузия в глубь материала по субграницам (границам мартенситных реек, пластин, пакетов), дислокационным трубкам и, наконец, по объему кристаллической решетки. Диффузия углерода и азота прежде всего протекает по границе аустенитного зерна. Это происходит вследствие того, что энергия активации по границам зерен примерно в 2 раза меньше, чем в теле зерна. Границы ферритных зерен, которые образуются после нитроцементации, практически не оказывают влияния на процесс нитроцементации.

На глубину, более 1.2 мм (зона III), активная диффузия по границе аустенитного зерна за время нитроцементации не развивается. В зоне основного металла (зона IV) в ходе нитроцементации количество карбидов и карбонитридов удваивается по сравнению с исходным состоянием. Несомненно, сюда в основном углерод и азот доставляются путем диффузии по дислокациям.

При последующих термообработках атомы углерода и азота перераспределяются во внутренние слои материала. Суммарная концентрация элементов внедрения (углерода и азота) в твердых растворах (а и у), в цементите и карбонитри-дах представлена на рис.5. Если сопоставить рис.5 с рис.4, то легко видеть, что, в основном, вклад каждой фазы в суммарную концентрацию C(c+n> пропорционален её содержанию в карбонитридном слое.

Зная объемную долю фаз (рис.4), можно рассчитать послойное содержание азота и углерода отдельно. Полученные результаты свидетельствуют, что углерода в карбонитридном слое значительно больше, чем азота. В основном он сосредоточен в цементите и карбонитриде M23(C,N)6, а также в а-фазе. Азот сосредоточен в у- и а-фазах и в карбонитриде M2(C,N). Как отмечалось выше, при нитроцементации наряду с диффузией атомов элементов внедрения должна присутствовать диффузия и атомов замещения. Как отмечалось выше, при нитроцементации наряду с диффузией атомов элементов внедрения должна присутствовать диффузия и атомов замещения. В исследуемой стали 20Х2Н4А к атомам замещения от-

I II III IV

4.5

4.0 л I 1.0

3.5 / 1 Г 1 V

3.0 1 1 • 0.7 О о

2.5 ■ 3

2.0 ' 1 \3 0.5 §

1.5

1.0 — 1 0.2

0.5

0.5

1.5 2.0

1.0 X, мм

Рис.5. Изменение суммарной концентрации элементов внедрения С(с+ы> по глубине нитроцементованного и затем термооб-работанного слоя в стали 20Х2Н4А (концентрация углерода и азота приведена в ат.% - левая вертикальная ось графика и вес.% - правая ось): 1 - в а-фазе; 2 — в у-фазе; 3 — в цементите; 4 — в карбонитриде М2з(С,М)о; 5 - в карбонитриде М2(С,Ы); 6 -суммарная концентрация в материале. Римскими цифрами и вертикальными пунктирными линиями отмечены границы зон

X, мм

Рис.6. Изменение концентрации атомов хрома Ссг в карбидах и карбонитридах по глубине нитроцементованного и затем термообработанного слоя: 1 - в цементите; 2 - в карбонитриде М2з(С,К)6; . 3 - в карбонитриде Мг(С,М); 4 - суммарная концентрация в материале

носятся, прежде всего, атомы хрома. Было установлено, что весь хром находится в цементите и карбонитридах, в кристаллической решетке матрицы стали атомы хрома отсутствуют. На рис.6 представлено количество хрома, пошедшего на образование цементита и карбонитридов после цикла проведенных термических обработок в стали 20Х2Н4А. Видно, что концентрация атомов хрома, находящихся в частицах цементита и карбонитридах, по мере удаления от поверхности образца изменяется по кривой с максимумом. Таким же образом изменяются и объемные доли этих фаз (сравни с рис.3). Можно констатировать, что, во-первых, весь хром находится в карбонитридах и, во-вторых, на глубине 300 мкм, где максимальна концентрация всех фаз, хром в этих фазах занимает не более 1/4 возможных позиций. Остальные позиции заняты атомами железа.

В шестой главе «Механизмы упрочнения стали 20Х2Н4А до и после нит-роцементации» проведен анализ вкладов в предел текучести стали на различных этапах её обработки и на различных расстояниях от поверхности образца.

К настоящему времени установлено, что высокая прочность стали с мартен-ситной структурой определяется многими факторами, основными из которых являются: 1) наличие атомов углерода и легирующих элементов, находящиеся в твердом растворе; 2) высокая плотность дислокаций, образующихся при мартен-ситном превращении; 3) наличие в стали зон предвыделений и частиц карбонит-ридных фаз; 4) наличие границ зерен, пакетов и кристаллов мартенсита. Поэтому в настоящей работе расчет предела текучести проводился по формуле, где квадра-

тично складывались вклады упрочнения дислокациями «леса» и упругих полей,

остальные вклады складывались аддитивно: _

& = Д сг„ + До-„, + Аа, + Аас + Д аар + ^{Аа/ + Аал2). (1)

В этой формуле А<у„ - напряжение трения дислокаций в кристаллической решетке ct-железа; А<ття - упрочнение твердого раствора на основе феррита атомами легирующих элементов; Аал — упрочнение дислокациями «леса», которые перерезают скользящие дислокации; Асгс - субструктурное упрочнение, связанное с торможениями сдвигов на границах реек; Ааг) - упрочнение дальнодействую-щими полями напряжений; A<j„p - упрочнение материала некогерентными частицами при обходе их дислокациями по механизму Орована; Аа, - упрочнение за счет границ зерен.

Т.к. матрица стали морфологически представлена а- и у-фазами, то предел текучести стали после нитроцементации будет определяться согласно формулы:

* = P?-<r.+Pf-a„ (2)

где Р," и аа - соответственно, объемная доля и предел текучести а-матрицы стали, а Р{ и сгу - у-матрицы.

Используя количественные данные, полученные в работе, такие как скалярная плотность дислокаций, кривизна-кручение кристаллической решетки, размеры и плотность распределения вторичных фаз, размеры мартенситных кристаллов и зерен, а также формулы (1) и (2), была проведена оценка предела текучести различных слоев стали 20Х2Н4А в исходном состоянии, после нитроцементации и после последующего цикла термических обработок. Оказалось, что после нитроцементации в зоне I а-фаза упрочнена более, чем в 1.5 раза, у-фаза, отсутствовавшая до нитроцементации стали, теперь представляет из себя важную упрочняющую фазу. В целом, сталь на поверхности образца (в зоне I) упрочнена благодаря нитроцемеитации в 2 раза. Это свидетельствует о высокой эффективности такой обработки. Помимо увеличения предела текучести в поверхностном слое, нитро-цементация упрочняет материал и по глубине. В зоне IV (в зоне основного металла) а-фаза оказывается упрочненной, по крайней мере, в 1.5 раза.

Проведенный цикл термической обработки нитроцементованной стали не снизил значения суммарного предела текучести во всех слоях материала (рис.7). Как видно из рис.7, наиболее упрочненными оказываются поверхностный и подповерхностный слои (зоны I и II) материала, суммарное значение вкладов в предел текучести различаются в пределах ошибки эксперимента. Благодаря выполненной химико-термической обработке, лидирующим вкладом упрочнения является дислокационная структура, а именно высокая скалярная плотность дислокаций «леса» (рис.7 б, кр.1). Вклад этого механизма является самым большим на всех глубинах от нитроцементованной поверхности. Второй по значимости -дальнодействующие поля напряжений (рис.7 б, кр.2). Основными источниками полей напряжений, согласно выполненным в настоящей работе исследованиям, являются крупные частицы вторых фаз, неравновесные границы зерен, стыки и границы мартенситных пакетов и пластин и дислокационный ансамбль. В поверх-

ностных слоях значителен вклад твердораствор-ного упрочнения. Он убывает по мере удаления от поверхности. Торможение дисперсными частицами (рис.7 б, кр.З) оказалось постоянным на любых расстояниях от поверхности упрочнения. Такой неожиданный результат обусловлен одновременным изменением плотности частиц и их размера, а также доли крупных частиц. Значителен вклад зернограничного упрочнения (рис.7 б, кр.5). Он изменяется по глубине вследствие изменения размера зерен. Субструктурное упрочнение (рис.7 б, кр.6) играет серьезную роль лишь в зоне II нитроцементованного слоя. Но и там этот вклад меньше большинства отдельных Рис.7. Изменение предела текучести вкладов.

ст (а) и различных вкладов его со- Таким образом, наибольший вклад в уп-

ставляющих (б) по мере удаления от рочнение при нитроцементации вносят упрочне-поверхности нитроцементованного и ние дислокациями «леса» и дальнодействующие затем термообработанного слоя (X) в

стали 20Х2Н4А: 1-упрочнение дис- поля напряжении. При этом дислокационная локациями «леса»; 2 - дальнодейст- структура поляризована, или по-другому можно вуюшие поля напряжений; 3 - уп- сказать «заряжена», т.к. скалярная плотность рочнение некогерентными частица- дислокаций соизмерима с избыточной: р и р±. ми; 4 - твердорастворное упрочне- _ „ ,

ние; 5 - зернограничное упрочнение; Это Н0ВЬ1И Результат в физике упрочнения путем 6 - субструктурное упрочнение; 7 - нитроцементации, и он означает важную роль напряжение трения дислокаций в дислокационного вклада в упрочнение после кристаллической решетке a-Fe термообработки. Наряду с этим, важную роль в

физике упрочнения путем нитроцементации играют упрочнения дисперсными частицами, твердорастворное, упрочнение мартенситными кристаллами и зерно-граничное.

Как отмечалось выше, параметры градиентной структуры в нитроцементо-ванной и затем термообработанной стали сохраняются. При этом сохраняется и закономерность изменения величины предела текучести стали: при удалении от поверхности в глубь материала на поверхности (в зоне I) <т= 1580 МПа, в зоне IV (в зоне основного металла) - 1330 МПа. Благодаря нитроцементации сталь мар-тенситного класса 20Х2Н4А достаточно упрочнена. При этом она не теряет пластичности.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено, что нитроцементация приводит к образованию в материале слоя, который может быть разделен на четыре различных зоны: I зона — поверхность образца, II и III зоны — промежуточные, IV зона — основной металл. Каждая зона характеризуется различной морфологией и объемной долей а- и у-фаз,

различными размерами и объемными долями карбидных и карбонитридных частиц. Установлено, что как после нитроцементации, так и после различных термических обработок фазовый состав стали 20Х2Н4А в общем случае пяти-фазный. А именно: а- и у-фазы, карбид железа - цементит и карбонитриды двух типов - М23(С,М)6 и М2(С^).

2. Установлено, что нитроцементация с поверхностных слоев осуществляется преимущественно путем зернограничной диффузии углерода и азота. Роль зернограннчной диффузии велика в I и II зонах и ослабевает в середине III зоны, и диффузия углерода и азота осуществляется по дислокациям и по объему материала.

3. Показано, что термическая обработка нитроцементованной стали, во-первых, вызывает дальнейшее проникновение углерода и азота в глубь материала, во-вторых, приводит к некоторому уменьшению углерода на поверхности, в-третьих, измельчает и выравнивает размер зерна по глубине нитроцементо-ванного слоя и, в-четвертых, приводит к равномерному пространственному распределению выделившихся при нитроцементации частиц вторых фаз (как цементита, так и карбонитридов). При этом размеры частиц и их объемная доля по объему образца также выравниваются.

4. Установлено, что нитроцементация изменяет морфологию а-фазы: на поверхности образца (в зоне I) структура а-матрицы стали - это смесь пакетного и низкотемпературного пластинчатого отпущенного мартенсита и верхнего бей-нита; в зоне основного металла (в зоне IV) а-фаза - это пакетный и пластинчатый низкотемпературный и высокотемпературный отпущенный мартенсит и верхний бейнит. Во всех зонах внутри и по границам всех кристаллов а-фазы присутствуют частицы легированного цементита и карбонитридов типа М2з(С,Ы)6 и М2(С,К).

5. После нитроцементации у-фаза представлена двумя разновидностями аустени-та - равновесного и метастабильного. Равновесный аустенит представляет собой отдельные зерна. Остаточный аустенит присутствует по границам мартен-ситных кристаллов в виде прослоек. Обнаружено две новых структурных (морфологических) разновидностей остаточного аустенита внутри кристаллов пластинчатого мартенсита и бейнита: 1) в виде скоплений по типу перлитных колоний и 2) в виде отдельных глобул. В зоне I присутствуют обе морфологические составляющие у-фазы, в зоне основного металла (в зоне IV) присутствует только остаточный аустенит. Морфология остаточного аустенита в зоне IV достаточно разнообразна и подобна зоне I.

6. Определены количественные параметры градиентной структуры и выявлено влияние на них последующих термических обработок. Показано, что объемные доли а-фазы, легированного цементита и всех типов карбонитридов по мере удаления от поверхности образца изменяются по кривой с максимумом, положение которого соответствует расстоянию ~0.3 мм от поверхности образ-

ца. Напротив, объемная доля у-фазы по мере удаления от поверхности непрерывно уменьшается.

7. Количественно установлено, что, во-первых, весь хром находится в карбонит-ридах и, во-вторых, на глубине 300 мкм, где максимальна концентрация всех фаз, хром в этих фазах занимает не более 1/4 возможных позиций. Остальные позиции заняты атомами железа. Показано, что концентрация атомов хрома, находящихся в частицах цементита и карбонитридах, по мере удаления от поверхности образца также изменяется по кривой с максимумом, причем на поверхности образца (в зоне I) концентрация атомов хрома ниже исходного значения.

8. Установлено, что после нитроцементации на поверхности образца (в зоне I) концентрации углерода и азота соответствуют чугуну, а в зоне основного металла (зоне IV) - заэвтектоидной стали. Количественно определено, что углерода в нитроцементованном слое значительно больше, чем азота. В основном он сосредоточен в цементите и карбонитриде M23(C,N)6, а также в а-фазе. Азот сосредоточен в у- и а-фазах и в карбонитридах M23(C,N)6 и M2(C,N). Установлено, что после нитроцементации содержание азота и углерода в разных фазах содержится в разных пропорциях: в а-твердом растворе это соотношение близко к отношению 1 : 1; в у-фазе азота в 2 раза больше, чем углерода; в цементите азота практически нет, а состав карбонитридов M2(C,N) и М23(С,М)6 можно записать следующим образом: М2з(Со_Е9^м)б и M2(Co,6iN0,39)-

9. После проведения термических обработок соотношение количества углерода и азота (С : N) на поверхности образца (в зоне I) изменяется от 21 : 1 до 6 : 1. При этом основной фазой по объему материала всегда остается а-фаза - отпущенный мартенсит и бейнит.

10. Величина суммарного предела текучести на поверхности образца возрастает примерно в 2 раза, в зоне основного металла - в 1.5 раза. Термообработка не снижает значение суммарного предела текучести и на поверхности образца составляет 1580 МПа, в зоне основного металла - 1330 МПа. Наибольший вклад в упрочнение внесен дислокациями «леса» и дальнодействующими полями напряжений. Важную роль играют также упрочнения дисперсными частицами, твердорастворное, субструктурное, зернограничное. Установлено, что нитроцементация приводит к значительной поляризации дислокационной структуры, в результате чего скалярная плотность дислокаций становится соизмерима с избыточной, т.е. р « р±.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Попова H.A., Козлов Э.В., Малиновская В.А., Апасов А.М. Структура нитро-цементованного образца стали 20Х2Н4А // Тезисы Всероссийской научно-технич. конференции «Прогрессивные технологии и экономика в машиностроении». - Юрга, 2003. - С.25-26.

2. Попова H.A., Игнатенко Л.Н., Малиновская В.А. и др. Фазовый состав и градиентная структура нитроцементованного слоя стали 20Х2Н4А // Вестник ТГАСУ «Естественные и гуманитарные науки в XXI веке». — 2004. - С.5-18.

3. Попова H.A., Малиновская В.А., Козлов Э.В. Модифицирование стали 20Х2Н4А нитроцементацией и формирование градиентных структурно-фазовых состояний // Тезисы Международной научно-технич. конференции «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий (МНТ - VIII)». - Обнинск, 2005. - С.16-17.

4. Попова H.A., Малиновская В.А., Козлов Э.В. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний нитроцементованной стали 20Х2Н4А после низкого отпуска // Тезисы Международной конференции «Современное материаловедение: достижения и проблемы. MMS - 2005». - Киев, 2005. - С.522-523.

5. Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Упрочнение стали 20Х2Н4А в результате нитроцементации // Тезисы Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». — Вологда, 2005. - С.7-8.

6. Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Упрочнение нитроцементованного слоя конструкционной стали 20Х2Н4А // Тезисы Международной научной конференции ФТТ «Актуальные проблемы физики твердого тела». — Минск, 2005.-С.35.

7. Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Структура и прочность конструкционной стали 20Х2Н4А на пределе текучести // Труды Всероссийской научной конференции студентов, аспирантов и молодых ученых СибГИУ. Ч.И. -2005. - Вып.9. - С. 179-182.

8. Малиновская В.А., Попова H.A., Игнатенко Л.Н. и др. Роль нитроцементации в модифицировании поверхностных свойств конструкционных материалов // Труды Всероссийской научно-практической конференции «Металлургия: новые технологии, управление, инновации и качество». - Новокузнецк, 2005. -С.97-100.

9. Козлов Э.В., Попова H.A., Малиновская В.А., Сизоненко Н.Р. Формирование и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в нитроцементованной стали 20Х2Н4А после термообработки // Вестник РАЕН. Отделение металлургии. - 2005. - №5. - С.219-224.

Ю.Козлов Э.В., Попова H.A., Малиновская В.А. и др. Фазовый состав и градиентная структура нитроцементованной стали 20Х2Н4А после низкого отпуска // Изв. вузов. Черная металлургия. — 2005. - № 6. - С.26-29.

П.Козлов Э.В., Малиновская В.А., Попова H.A. Влияние термообработки на структуру нитроцементованной стали 20Х2Н4А // Вестник РАЕН. - 2005. -№15. — С.73-76.

12.Козлов Э.В., Малиновская В.А., Попова H.A. и др. Влияние нитроцементации на структуру стали 20Х2Н4А // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2005. - № 3. - С.85-89.

13.Козлов Э.В., Малиновская В.А., Попова H.A., Сизоненко Н.Р. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в конструкционной стали при нитроцементации и термообработке // Тяжелое машиностроение. - 2005. - № 11.- С 26-29.

14.Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Анализ структурно-фазового состояния стали после высокотемпературной нитроцементации и отпуска // Тезисы XVI Петербургских чтений по проблемам прочности, посвященные 75-лет. со дня рожд. В.А. Лихачева. - С.-Пб., 2006. - С.59.

15.Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Роль перераспределения С и N при формировании ГСФС при нитроцементации // Тезисы II Международной школы «Физическое материаловедение» и XVIII Уральской школы металловедов — термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». — Тольятти, 2006. - С.38.

16.Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Градиентные структурно-фазовые состояния в стали 20Х2Н4А после высокотемпературной нитроцементации II Там же. — С.58.

17.Малиновская В.А., Попова H.A., Козлов Э.В. Исследование тонкой структуры конструкционной стали 20Х2Н4А в исходном состоянии // Тезисы III Евразийской научно-практич. конференции «Прочность неоднородных структур». — Москва, 2006. - С.32.

18.Козлов Э.В., Малиновская В.А., Попова H.A., и др. Структурно-фазовые состояния в нитроцементованной стали 20Х2Н4А II Заготовительные производства в машиностроении. - 2006. - №1. - С.48-50.

19. Козлов Э.В., Малиновская В.А., Попова H.A. и др. Материаловедческие аспекты градиентных структурно-фазовых состояний нитроцементованной стали И Изв. вузов. Черная металлургия. - 2006. -№2. - С.33-36.

20.Малиновская В.А., Попова H.A., Игнатенко Л.Н. Влияние нитроцементации на фазовый состав и тонкую структуру стали 20Х2Н4А И Вестник РАЕН. - 2006. — Вып.8. - С.156-163.

Изд. Лиц. №021253 от 31.10.97. Подписано в печать^.Ое.Об Формат 60x90/16. Бумага офсет. Гарнитура Тайме. Уч.-изд.л. Тираж -/Ой экз. Заказ № 23&

Изд-во ТГАСУ, 634003, г. Томск, пл. Соляная, 2 Отпечатано с оригинал-макета ООП ТГАСУ 634003, г. Томск, ул. Партизанская, 15

ВВЕДЕНИЕ

1. ОБЗОРНАЯ

ГЛАВА

1.1 Структура мартенситной стали и превращения в ней при термической обработке

1.2. Понятие о структурных уровнях

1.3. Понятие о градиентных структурах

1.4. Поверхностная химико-термическая обработка стали - как способ повышения износостойкости деталей

1.5. Нитроцементация, процессы при её протекании и свойства стали

1.6. Закономерности диффузионных процессов в железе и стали

1.7. Система железо - углерод - азот

1.8. Постановка задачи

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материал исследования

2.2. Приборы и методы структурных исследований

2.3. Приготовление образцов для различных методов исследования

2.4. Методика количественной обработки результатов исследования

3. МОРФОЛОГИЯ, СТРУКТУРА И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ОСНОВНЫХ И ВТОРИЧНЫХ ФАЗ

3.1. Структура а-фазы

3.2. Структура у-фазы

3.3. Растворимость азота и углерода в а- и у-железе

3.4. Структура цементита

3.5. Структура специальных карбидов и карбонитридов

3.6. Места локализации частиц карбонитридов (Ре,Сг)2з(С,1\[)6 и (Ре,Сг)2Со.б^о.з

Стали в практике человечества применяются давно и также давно исследуются. Материаловедение сталей интенсивно начало развиваться с XIX века и во все ускоряющемся темпе продолжает развиваться. К середине XX века усилиями школы академика Г.В. Курдюмова начало развиваться физическое материаловедение стали. Во многом большую роль сыграло применение рентгеноструктурного метода исследования и метода просвечивающей электронной микроскопии.

Во второй половине XX века была разработана новая методическая основа в физическом материаловедении. Она заключалась в классификации всех объектов структуры и процессов по масштабным и, соответственно, структурным уровням.

При одностороннем воздействии на материал возникают градиентные структуры. Такие структуры известны давно, но мало изучены. Первая основная трудность исследования градиентных структур заключается в строгой необходимости выполнения полных измерений. Без цифр описать градиентную структуру невозможно. Вторая трудность заключается в необходимости проводить измерения тонких параметров внутренней дефектной структуры и их измерений на небольших расстояниях. Это требует прецизионных методов исследования и тщательной отработки методики. Последняя трудность заключается в том, что основным методом в этих условиях является метод дифракционной электронной микроскопии на топких фольгах.

Интенсивные успехи физического материаловедения сталей создали основы науки о их прочности, которые продолжают интенсивно развиваться в настоящее время. В то же время ряд важных вопросов в физическом материаловедении сталей не получил надлежащего развития. В этой связи необходимо отметить явно недостаточное внимание к дислокационной структуре сталей и ее эволюции в ходе термической и химико-термической обработки. Особенно это касается количественных параметров дислокационного ансамбля. Исследование внутренних полей напряжений, особенно локальных, в сталях различного класса к моменту начала работы было выполнено недостаточно.

Нерешенным остался еще один очень крупный вопрос по фазовым превращениям в сталях. Это - карбидные превращения в ходе химико-термической обработки.

Выше перечисленный перечень проблем и лег в основу при планировании настоящей работы.

Диссертация состоит из шести глав, введения и выводов. Первая глава - обзорная, вторая посвящена методике эксперимента и характеристике исследуемой стали. В третьей главе описана морфология, структура и фазовый состав основных и вторичных фаз независимо от термообработки образца и места исследования. В четвертой главе описаны градиентные структуры, возникающие в стали при нитро-цементации, и рассмотрено влияние последующих термических обработок. Изучение градиентных структур проведено на различных структурных уровнях, а именно, на уровнях «Образец в целом», «Зерно», «Мезоуровень» и «Микроуровень». Представлена качественная картина градиентной структуры и её количественные параметры. В пятой главе обсуждается перераспределение элементов внедрения (углерода и азота) и замещения (хрома) при питроцементации и влияние на него последующего цикла термообработок. В шестой главе проведен расчет вкладов в предел текучести стали 20Х2Н4А до и после нитроцементации. Каждая глава заканчивается выводами. Основные выводы приведены в заключительной части диссертации.

Актуальность работы. Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых состояний в сталях является одной из важных задач современной физики конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки и создания эффективных способов повышения служебных характеристик сталей. Увеличить эксплуатационную стойкость можно при использовании упрочнения стали в результате химико-термической обработки, в частности, высокотемпературной нитроцементации с созданием в приповерхностных слоях градиентных структур. Создание, поведение и свойства градиентных структур в тяжелонагру-женных условиях изучены недостаточно. Поэтому изучение фазового состава, структуры, дислокационной субструктуры в конструкционной стали мартенситно-го класса, подвергнутой высокотемпературной нитроцементации и последующим видам термической обработки представляет собой актуальную научную задачу, решение которой, несомненно, имеет важное практическое значение для установления физической природы деградации материала, для изготовления деталей ответственных высоконагруженных машин и разработки рекомендаций по надежной безопасной эксплуатации. Установлена роль фронтальной концентрационной диффузии, восходящей диффузии, диффузии по границам зерен и дислокациям в формировании нитроцементованных слоев стали 20Х2Н4А.

Научная новизна впервые методами современного физического материаловедения проведены комплексные послойные исследования структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры конструкционной среднелегированной стали мартенситного класса 20Х2Н4А, подвергнутой высокотемпературной нитроцемен-тации и последующим видам термической обработки с образованием градиентного строения, изделия из которой эксплуатируются в условиях ударных нагрузок. Установлены механизмы, ответственные за формирование градиентных структурно-фазовых состояний в конструкционной стали мартенситного класса 20Х2Н4А. Выявлены закономерности изменения параметров структуры нитроцементованного слоя по мере удаления от поверхности образца в глубь с позиций структурных уровней с указанием масштаба каждого структурного элемента применительно к исследуемой стали. При этом были определены: размеры зерен; объемные доли а-и у-фаз и их морфологических составляющих; размеры, плотность распределения и объемные доли карбонитридных фаз; скалярная плотность дислокаций; амплитуды внутренних напряжений; концентрационные зависимости элементов внедрения и замещения; предел текучести и вклады в него. Впервые изучены источники внутренних полей напряжений и определены параметры полей на микро- и мезоуров-нях.

Практическая значимость работы заключается в том, что совокупность полученных экспериментальных и теоретических результатов, демонстрирующих изменение параметров тонкой структуры и фазового состава лежит в основе понимания физической природы градиентных структурно-фазовых состояний, формирующихся в конструкционной легированной стали 20Х2Н4А. Указана граница применимости литературных диаграмм равновесия при анализе и предсказании процессов формирования карбонитридных фаз в нитроцементованном слое стали 20Х2Н4А. Развита методика определения концентрации элементов внедрения и параметров градиентных слоев нитроцементованной стали. Установленные закономерности позволяют обосновать целесообразность использования высокотемпературной нитроцементации и последующих видов термической обработки конструкционных среднелегированных сталей для повышения их эксплуатационных свойств.

Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик исследования, корреляциями между экспериментальными данными и результатами, полученными теоретическим путем. Она обеспечивается обоснованностью применяемых методов современного физического металловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Разделение нитроцементованного слоя на 4 зоны и установление основного пятифазового состава этих зон.

2. Установление основных механизмов диффузии азота и углерода в ходе нитроцементации.

3. Градиентная структура и её параметры, возникающая после нитроцементации.

4. Механизмы упрочнения нитроцементованной стали.

1. ОБЗОРНАЯ ГЛАВА

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

В работе выполнено структурное исследование состояния стали 20Х2Н4А до нитроцементации, после нитроцементации и после последующих различных термообработок. Работа выполнена методами оптической и электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Было продемонстрировано максимальное стремление к количественному анализу всей структурной информации. На этой основе была выполнена оценка механических свойств стали 20Х2Н4А после различных обработок. Впервые зональное строение нитроцементованного слоя было рассмотрено на различных структурных (масштабных) уровнях и подуровнях от «Образца в целом» до «Индивидуального элемента структуры» (дислокации, вакансии). Проведена качественная и количественная классификация фазового состава в каждой из выявленных зон и установлено влияние на него последующих термических обработок на каждом структурном уровне. Впервые с использованием метода просвечивающей электронной микроскопии на тонких фольгах выявлено зональное строение нитроцементованного слоя и физически детализировано строение этих зон. Электронно-микроскопическое исследование позволило классифицировать градиентные структуры, возникающие при нитроцементации, и определить их параметры. Нитроцементация привела к образованию непрерывных протяженных градиентных структур. Эти структуры занимают промежуточное место между объемными и поверхностными. Впервые с использованием методов рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии выполнена количественная оценка предела текучести различных слоев стали 20Х2Н4А. Определена величина предела текучести стали в исходном состоянии, после нитроцементации и после нитроцементации и последующей термообработки.

На основании полученных результатов были сделаны следующие выводы: 1. Установлено, что нитроцементация приводит к образованию в материале слоя, который может быть разделен на четыре различных зоны: I зона - поверхность образца, II и III зоны - промежуточные, IV зона - основной металл. Каждая зона характеризуется различной морфологией и объемной долей а- и у-фаз, различными размерами и объемными долями карбидных и карбонитридных частиц. Установлено, что как после нитроцементации, так и после различных термических обработок фазовый состав стали 20Х2Н4А в общем случае пятифазный. А именно: а- и у-фазы, карбид железа - цементит и карбонитриды двух типов -M23(C,N)6hM2(C,N).

2. Установлено, что нитроцементация с поверхностных слоев осуществляется преимущественно путем зернограничной диффузии углерода и азота. Роль зер-нограничной диффузии велика в I и II зонах и ослабевает в середине III зоны, и диффузия углерода и азота осуществляется по дислокациям и по объему материала.

3. Показано, что термическая обработка нитроцементованной стали, во-первых, вызывает дальнейшее проникновение углерода и азота в глубь материала, во-вторых, приводит к некоторому уменьшению углерода на поверхности, в-третьих, измельчает и выравнивает размер зерна по глубине нитроцементован-ного слоя и, в-четвертых, приводит к равномерному пространственному распределению выделившихся при нитроцементации частиц вторых фаз (как цементита, так и карбонитридов). При этом размеры частиц и их объемная доля по объему образца также выравниваются.

4. Нитроцементация изменяет морфологию а-фазы: на поверхности образца (в зоне I) структура а-матрицы стали - это смесь пакетного и низкотемпературного пластинчатого отпущенного мартенсита и верхнего бейнита; в зоне основного металла (в зоне IV) а-фаза - это пакетный и пластинчатый низкотемпературный и высокотемпературный отпущенный мартенсит и верхний бейнит. Во всех зонах внутри и по границам всех кристаллов а-фазы присутствуют частицы легированного цементита и карбонитридов типа M23(C,N)ö и M2(C,N).

5. После нитроцементации у-фаза представлена двумя разновидностями аустенита - равновесного и метастабильного. Равновесный аустенит представляет собой отдельные зерна. Остаточный аустенит присутствует по границам мартенсит-ных кристаллов в виде прослоек. Обнаружено две новых структурных (морфологических) разновидностей остаточного аустенита внутри кристаллов пластинчатого мартенсита и бейнита: 1) в виде скоплений по типу перлитных колоний и 2) в виде отдельных глобул. В зоне I присутствуют обе морфологические составляющие у-фазы, в зоне основного металла (в зоне IV) присутствует только остаточный аустенит. Морфология остаточного аустенита в зоне IV достаточно разнообразна и подобна зоне I.

6. Определены количественные параметры градиентной структуры и выявлено влияние на них последующих термических обработок. Показано, что объемные доли а-фазы, легированного цементита и всех типов карбонитридов по мере удаления от поверхности образца изменяются по кривой с максимумом, положение которого соответствует расстоянию ~0.3 мм от поверхности образца. Напротив, объемная доля у-фазы по мере удаления от поверхности непрерывно уменьшается.

7. Количественно установлено, что, во-первых, весь хром находится в карбонит-ридах и, во-вторых, на глубине 300 мкм, где максимальна концентрация всех фаз, хром в этих фазах занимает не более 1/4 возможных позиций. Остальные позиции заняты атомами железа. Показано, что концентрация атомов хрома, находящихся в частицах цементита и карбонитридах, по мере удаления от поверхности образца также изменяется по кривой с максимумом, причем на поверхности образца (в зоне I) концентрация атомов хрома ниже исходного значения.

8. Установлено, что после нитроцементации на поверхности образца (в зоне I) концентрации углерода и азота соответствуют чугуну, а в зоне основного металла (зоне IV) - заэвтектоидной стали. Количественно определено, что углерода в нитроцементованном слое значительно больше, чем азота. В основном он сосредоточен в цементите и карбонитриде М2з(С,М)б, а также в а-фазе. Азот сосредоточен в у- и а-фазах и в карбонитридах М23(С,Ы)6 и М2(С,Ы). Установлено, что после нитроцементации содержание азота и углерода в разных фазах содержится в разных пропорциях: в а-твердом растворе это соотношение близко к отношению 1 : 1; в у-фазе азота в 2 раза больше, чем углерода; в цементите азота практически нет, а состав карбонитридов М2(С,Ы) и М23(С,>1)б можно записать следующим образом: М23(С0,89^,п)б и М2(Со,б^0,39).

9. После проведения термических обработок соотношение количества углерода и азота (С : М) на поверхности образца (в зоне I) изменяется от 21 : 1 до 6 : 1. При этом основной фазой по объему материала всегда остается а-фаза - отпущенный мартенсит и бейнит.

10. Величина суммарного предела текучести на поверхности образца и в зоне основного металла после нитроцементации стали возрастает примерно- в 1.5 раза. Термообработка не снижает значение суммарного предела текучести и на пона поверхности образца составляет 1580 МПа, в зоне основного металла -1330 МПа. Наибольший вклад в упрочнение внесен дислокациями «леса» и дальнодействующими полями напряжений. Важную роль играют также упрочнения дисперсными частицами, твердорастворное, субструктурное, зерногра-ничное. Установлено, что нитроцементация приводит к значительной поляризации дислокационной структуры, в результате чего скалярная плотность дислокаций становится соизмерима с избыточной, т.е. р « р±.

222

Заключение и выводы к гл.6

1. Впервые с использованием методов рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии выполнена количественная оценка предела текучести различных слоев стали 20Х2Н4А. Определена величина предела текучести стали в исходном состоянии, после нитроцементации и после нитроцементации и последующей термообработки.

2. Установлено, что предел текучести стали 20Х2Н4А складывается из дислокационного вклада, вклада упругих полей, твердорастворного, карбидного, зернограничного и субструктурного вкладов, а также вклада трения кристаллической решетки.

3. Нитроцементация стали приводит к значительному упрочнению поверхности образца (в зоне I) и основного металла (зоны IV). А именно, величина суммарного предела текучести на поверхности образца и в зоне основного металла возрастает примерно в - 1.5 раза.

4. Количественно показано, что наибольший вклад в упрочнение как до, так и после нитроцементации внесен дислокациями «леса» и дальнодействующи-ми полями напряжений. Наряду с этим, важную роль играют упрочнения дисперсными частицами, твердорастворное, субструктурное, зернограничное.

5. Установлено, что нитроцементация приводит к значительной поляризации дислокационной структуры, в результате чего скалярная плотность дислокаций становится соизмерима с избыточной, т.е. р « р±.

6. Показано, что термообработка нитроцементованной стали не снижает значение суммарного предела текучести во всех рассмотренных слоях материала.

Сохраняются параметры градиентной структуры. При этом закономерность изменения величины предела текучести стали при удалении от поверхности в глубь материала сохраняется: на поверхности термообработанного образца сг= 1580 МПа, в зоне основного металла - 1330 МПа. Благодаря нитроцемен-тации сталь мартенситного класса 20Х2Н4А достаточно упрочнена. При этом она не теряет пластичности.

7. Установлено, что источниками внутренних полей напряжений являются: 1) атомы углерода и азота, находящиеся в твердом растворе; 2) карбиды и карбонитриды различной формы и степени когерентности; 3) скалярная плотность дислокаций; 4) избыточная плотность дислокаций или дислокационный заряд; 5) дисклинации, расположенные в стыках пакетов и стыках пакетов и пластин; 6) образующиеся в материале трещины.

1. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа // ФММ. - 1972. - Т.34, №2. - С.332-338.

2. Apple С.А., Carón R.N., Krauss G. Paket microstructure in Fe 0,2C martensite // Met. Trans. - 1974. - V.5, №3. - P.593-599.

3. Счастливцев B.M., Копцева H.B., Артемова T.B. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа // ФММ. 1976. - Т.41, №5. - С.1251-1260.

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

5. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев: Нау-кова думка, 1978. - 267с.

6. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys // Met. Trans.- 1971. V.2, №9. - P.2343-2357.

7. Бернштейн М.Л., Спектор Я.И., Дягтерев B.H. Влияние температуры аустени-зации и горячей деформации на структуру и механические свойства стали 40ХН2МА // ФММ. 1982. - Т.53, №1. - С.68-75.

8. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология мартенситной фазы в низко- и сред-неуглеродистых мартенситных слаболегированных сталях // Термическая обработка и физика металлов. 1990. - №15. - С.27-34.

9. Иванов Ю.Ф. Электронно-микроскопические исследования структуры и фазового состава цементованного слоя стали 20Х2Н4М // Изв. вузов. Черная металлургия. 1990. - №6. - С.55-56.

10. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Многоступенчатая схема мартенситного превращения низко- и среднеуглеродистых малолегированных сталей // Материаловедение. 2000. -№11.- С.33-37.

11. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Объемная и поверхностная закалка конструкционной стали морфологический анализ структуры // Изв. вузов. Физика. - 2002.- №3. -С.5-23.

12. Kurdjumow G., Sachs G. Über den Mechanismus der Stahlhaltung // Z. Physik. -1930. V.64. - S.325-329.

13. Nishiyama Z. X-ray investigation of the mechanisms of the transformation from face-centered lattige to bodu-centered cubic // Sci. Repts. Tohoku Imp. Univ. -1936. V.26, №1. - P.77-83.

14. Greninger A.B., Trojano A.R. The mechanisms of martensite formation // Trans. Met. Soc. AIME. 1949. - V.185, №3. - P.590-597.

15. Kelly P.M., Nutting J. The martensite transformation in carbon steels // Proc. Roy. Soc. 1960 (A). - V.259, №1296. - P.45-58.

16. Speich G., Swam P.R. Yield strength and transformation substructure of guenched iron-nickel alloys // J. Iron and Steel Inst. 1965. - V.203. - P.480-485.

17. Thomas G., Rao B.V.N. Morphology, crystallography and formation of dislocated (lath) martensite in steels // Мартенситные превращения. Доклады международной конференции ICOMAT-77. Киев: Наукова думка, 1978. - С.57-64.

18. Marder A.R., Krauss G. The formation of low-carbon martensite in Fe С alloys // Trans. A.S.M. - 1969. -V.62, №5. - P.891-896.

19. Счастливцев B.M. Электронномикроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталей // ФММ. 1974. - Т.38, №4. - С.793-802.

20. Wakasa К., Wayman С.М. The crystallography and morphology of lath martensite // Proc. Int. Conf. Martensite Transformation, ICOMAT-79. Cambridge, Mass, 1979. - V.l. - P.34-39.

21. Chilton I.M., Barton C.I., Speich G.R. Martensite transformation in low carbon steels //J. Iron and Steel Inst. 1970. - V.208, №2. - P.l 84-193.

22. Hirotzu I., Hagakura S. Electron microscopy and diffraction study of the carbide precipitated of the first stage of tempering of martensite medium carbon steels // Trans. Jap. Inst. Met. 1974. - V.l5, №2. - P. 129-134.

23. Иванов Ю.Ф. Влияние технологических параметров на размерную однородность пакетного мартенсита // ФММ. 1992. - №9. - С.57-63.

24. Marder A.R., Krauss G. The effect of morphology on the strength of lath martensite // Second. Int. Conf. on strength of Met. and alloys. 1970. - V.3. - P.822-823.

25. Вознесенский B.B., Изотов В.И., Добриков A.A., Козлов А.П. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести закаленной на мартенсит стали // ФММ. 1975. - Т.40, №1. - С.92-101.

26. Изотов В.И. Влияние текстуры, формы зерен и субструктуры аустенита после теплой прокатки на структуру мартенсита // ФММ. 1983. - Т.56, №1. -С.139-145.

27. Иванов Ю.Ф. Влияние размера зерна исходного аустенита на структуру пакетного мартенсита сталей и сплавов железа // Изв. вузов. Физика. 1995. -№12. - С.33-38.

28. Гриднев В.Н., Петров Ю.Н. Тонкая структура мартенсита углеродистых сталей // МИТОМ. 1967. - №8. - С.29-33.

29. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния скорости охлаждения на параметры структуры стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. -1991. №6. - С.50-51.

30. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический анализ мартенсит-ной фазы стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1991. - №8. -С.38-41.

31. Козлов Э.В., Попова H.A., Климашин С.И. и др Влияние закалки на структуру и фазовый состав литой конструкционной стали ЗОХНЗМФА // Ползуновский вестник. 2005. - №2.-С.153-158.

32. Томас Дж. Фазовые превращения и микроструктура сплавов с высокой прочностью и вязкостью разрушения. Возможности и ограничения их использования при разработке сплавов // Проблемы разработки конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1980. - С.176-203.

33. Speich G.R., Leslie W.C. Tempering of steels // Met. Trans. 1972. - V.3, №5. -P.1043-1054.

34. Бабич B.K., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. -М.: Металлургия, 1972. 320с.

35. Утевский J1.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.: Металлургия, 1973. 584с.

36. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. "Самоотпуск" стали анализ кинетики карбидооб-разования // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1990. - №12. - С.38-40.

37. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1962. - 268с.

38. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Кинетика низкотемпературного отпуска закаленной стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Физика. 1993. - №2. - С.39-44.

39. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Взаимопревращения карбидных фаз при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. -№12. -С.26-28.

40. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Кинетика выделения частиц карбида типа Ме2С при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1995. - №8. - С.65-67.

41. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман Л.М. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. - 323с.

42. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильева М.А. Превращения при отпуске стали. -М.: Металлургия, 1973. 232с.

43. Усиков М.П., Хачатурян А.Г. Структурные превращения при низком отпуске углеродистого мартенсита // ФММ. 1977. - Т.43, №3. - С.554-561.

44. Казанцева В.А., Усиков М.П. Исследование структурных особенностей низко-отпущенного мартенсита легированных сталей // ФММ. 1979. - Т.48, №2. -С.358-366.

45. Винокур В.В., Бейнисович Б.Н., Геллер А.Л., Натансон М.Э. Легирование машиностроительной стали. М.: Металлургия, 1977. - 200с.

46. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н. и др. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых легированных сталей // ФММ. 1976. - Т.41, №4. - С.796-804.

47. Мирзаев Д.А., Карзунов С.Е., Счастливцев В.М. и др. Гамма -» альфа превращение в низкоуглеродистых сплавах Ре-Сг // ФММ. 1986. - Т.61, №2. -С.ЗЗ 1-338.

48. Мирзаев Д.А., Карзунов С.Е., Счастливцев В.М. и др. Особенности мартен-ситного и бейнитного превращения в хромистых сталях // ФММ. 1986. -Т.62, №2.-С.318-327.

49. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Баев А.И. и др. Связь мартенситного и бей-нитного превращений в углеродистых и легированных сталях // МИТоМ. -1991.-№7.-С.2-3.

50. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. - 255с.

51. Кайбышев O.A., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987.-212с.

52. Теплякова JI.A. Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием. Дисс. .докт. физ.-мат. наук. - Томск, 1999. - 621с.

53. Попова H.A. Эволюция дислокационного ансамбля, внутренние поля напряжений и фазовые превращения при пластической деформации сталей с различной структурой. Дисс. .канд. техн. наук. - Томск, 2005. - 297с.t

54. Козлов Э.В., Попова H.A., Климашин С.И. Влияние отпуска на субструктуру и скалярную плотность дислокаций литой конструкционной среднелегирован-ной стали // Изв. вузов. Физика. -2006. №1. - С.44-50.

55. Лысак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали. -Киев: Техника, 1975. 304с.

56. Аветисян Ю.А., Волосевич П.Ю., Горбач В.Г. и др. Кинетика образования мартенсита при циклической деформации // Мартенситные превращения в металлах и сплавах. Киев: Наукова думка, 1979. - С.171-177.

57. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра, золота. М.: Наука. Физматгиз, 1980. - 205с.

58. Попов JI.E., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970. - 216с.

59. Попов Л.Е., Конева H.A., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. - 256с.

60. Гриднев В.Н., Гаврилюк В.Г., Мешков ЮЛ. Прочность и пластичность хо-лоднодеформированной стали. Киев: Наукова думка, 1974. 231с.

61. Сагарадзе В.В., Уваров А.Т. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989. - 270с.

62. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. М.: Недра, 1997. - 293с.

63. Громов В.Е., Бердышев В.А., Козлов Э.В. и др. Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали. М.: Недра коммюникейшинс ЛТД, 2000.-176с.

64. Гурьев A.M., Козлов Э.В., Игнатенко Л.Н., Попова H.A. Физические основы термоциклического борирования сталей. Барнаул: АлтГТУ, 2000. - 177с.

65. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наукова думка, 1987. -207с.

66. Белоус М.В., Молчановская Г.М., Новожилов В.Б., Черепин В.Т. Состояние углерода в холоднодеформированной стали // Металлофизика и новейшие технологии. 1994. - Т.16, №2. - С.52-60.

67. Белоус М.В., Шаталова Л.А., Шейко Ю.П. Состояние углерода в отпущенной и холоднодеформированной стали. Первое превращение при отпуске // ФММ. 1994. - Т.78, №2. - С.99-106.

68. Белоус М.В. Распределение углерода по состояниям при отпуске закаленных сплавов // Металлофизика. 1970. - №32. - С.79-82.

69. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф. и др. Структурные уровни деформации твердых тел // Изв. вузов. Физика. 1982. - №6. - С.5-27.

70. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985. - 229с.

71. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 1990. - №2. - С.89-106.

72. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. -Новосибирск: Наука, 1990. С. 123-186.

73. Теплякова JI.A., Игнатенко JI.H., Попова H.A. и др. Структурные уровни и пластичность деформированной стали // Дефекты и физико-механические свойства металлов и сплавов. Барнаул: АПИ, 1987. - С.95-102.

74. Елсукова Т.Ф., Панин В.Е. Структурные уровни деформации поликристаллов при разных видах нагружения // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. - С.77-123.

75. Козлов Э.В., Попова H.A., Григорьева H.A. и др. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Изв. вузов. Физика. -1991. №3. - С.112-128.

76. Козлов Э.В., Теплякова JI.A., Конева H.A. и др. Роль твердорастворного упрочнения и взаимодействий в дислокационном ансамбле в формировании напряжения течения азотосодержащей аустенитной стали // Изв. вузов. Физика.- 1996 №3. - С.33-56.

77. Громов В.Е., Лебошкин Б.М., Попова H.A., Иванов Ю.Ф. и др. Процессы фрагментации в малоуглеродистой стали при интенсивной пластической деформации на мезоуровне // Физическая мезомеханика. 2001. - Т.4, №5. -С.89-96.

78. Козлов Э.В., Попова H.A., Жулейкин С.Г. и др. Градиентные структуры неравновесного перлита в деформируемой стали // Физическая мезомеханика. -2003. Т.6, №5. - С.73-79.

79. Козлов Э.В., Громов В.Е., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры в перлитной стали. Новокузнецк: СибГИУ, 2004. - 224с.

80. Воробьев С.В., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е. Структурно-масштабные уровни электропластификации стали 08Х18Н10Т // Физическая мезомеханика. 2005.- Т.8. №4. - С.95-101.

81. Багаутдинов А.Я., Будовских Е.А., Иванов Ю.Ф., Мартусевич Е.В., Громов В.Е. Мезоструктурный уровень модификации никеля бором при электровзрывной обработке поверхности // Физическая мезомеханика. 2005. - Т.8. -№4.-С.89-94.

82. Козлов Э.В., Глезер A.M., Громов В.Э. Градиентные структурно-фазовые состояния в твердых телах // Изв. АН. Серия физическая. 2003. - Т.61, № 10. -С.1374.

83. Козлов Э.В., Терешко И.В., Попова H.A. и др. Структурные изменения в приповерхностных и глубинных слоях меди под действием плазмы газового разряда // Цветные металлы. 1991. - №7. - С.53.

84. Козлов Э.В., Терешко И.В., Ходырев.В.И. и др. Формирование дефектной структуры при воздействии на металлы плазмы газового разряда // Изв. вузов. Физика. 1992. - №1. - С. 14-19.

85. Didenko A.N., Kozlov E.V., Sharkeev Yu.P. et all. Microstructure of the near-surface layers of ion-implanted polycrystalline Cu // Surface and Coatings Technology.-1992.-V.56.-P.11-17.

86. Козлов Э.В., Терешко И.В., Попова H.A. Физическая картина модификации поверхностных слоев и объема металлов и сплавов при воздействии низкоэнергетической плазмы // Изв. вузов. Физика. 1994 - №5. - С.127-140.

87. Гурьев A.M., Козлов Э.В., Крымских А.И. и др. Изменение фазового состава и механизм формирования структуры переходной зоны при термоциклическом карбоборировании феррито-перлитной стали // Изв. вузов. Физика. 2000. -№11 - С.60-61.

88. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В. и др. Электростимулированная малоцикловая усталость. М.: Недра коммюникейшинс ЛТД, 2000. - 208с.

89. Гагауз В.И., Попова H.A., Игнатенко Л.Н. и др. Сварной шов как типичный пример градиентной системы // Современные проблемы прочности. Великий Новгород, 2001. - С.72-76.

90. Гурьев A.M., Козлов Э.В., Жданов А.Н. и др. Изменение фазового состава и механизм формирования структуры переходной зоны при термоциклическом борировании ферритно-перлитной стали // Изв. вузов. Физика. 2001. - №2.29 -С.58-63.

91. Жулейкин С.Г., Попова H.A., Коваленко В.В. и др. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в стали 9ХФ при цементации // Вестникщ РАЕН. Отделение металлургии. Новокузнецк: СибГИУ, 2002. - Вып.И. 1. С.72-75.

92. Ветер В.В., Жулейкин С.Г., Игнатенко JI.H. и др. Градиентные структуры, возникающие при пластической деформации перлитной стали // Изв. АН. Серия физическая. 2003. - Т.67, № 10. - С.1375-1379.

93. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., Попова H.A. и др. Природа электростимулированной пластификации аустенитных сталей при усталости // Изв. АН. Серия физическая. 2003. - Т.67, № 10. - С.1388-1394.

94. Иванов Ю.Ф., Юрьев А.Б., Коваленко В.В. и др. Структурные и фазовые превращения при термоупрочнении стали методом прерванной закалки // Изв. АН. Серия физическая.-2003. Т.67, № 10.-С.1402-1407.

95. Коваленко В.В., Глезер A.M., Блинова E.H. Особенности микроградиентной структуры в закаленных из жидкого состояния сплавах Fe Ni // Изв. АН. Серия физическая. - 2003. - Т.67, № 10. - С.1408-1410.

96. Гагауз В.П., Целлермаер В Л., Иванов Ю.Ф. и др. Структура кристаллизации ферритной стали, формирующаяся в процессе сварки// Изв. вузов. Черная металлургия. 2003. - №2.- С.48-50.

97. Коваленко В.В., Жулейкин С.Г., Попова H.A. и др. Электронно-микроскопический анализ стали 9ХФ после цементации // Изв. вузов. Черная металлургия. 2003. - №2. - С.54-56.

98. Соснин О.В., Целлермаер В.В., Иванов Ю.Ф. и др. Эволюция структуры и перенос атомов углерода в зоне усталостного роста трещины стали 60ГС2// Изв. вузов. Физика. 2003. - №10. - С.79-87.

99. Иванов Ю.Ф., Юрьев А.Б., Плевков A.B. и др. Морфология градиентной структуры термоупрочненной арматуры из стали 18Г2С// Изв. вузов. Черная металлургия. 2003. - №10. - С.57-61.т

100. Гагауз В.П., Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В. и др. Электронно-микроскопический дифракционный анализ структурно-фазового состояния сварного шва стали 09Г2С// Изв. вузов. Черная металлургия. 2003. - №10. -С.73-78.

101. Гагауз В.П., Громов В.Е., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры и фазовый состав толстых сварных швов // Материаловедение. 2003. - №1. -С.40-43.

102. Иванов Ю.Ф., Коваленко В.В., Ивахин М.П. и др. Структурно-фазовый градиент, индуцированный усталостными испытаниями в условиях промежуточного электростимулирования // Физическая мезомеханика. 2004. - Т.7, №3. -С.29-34.

103. Попова H.A., Жулейкин С.Г., Коваленко В.В. и др. Градиентные структуры, возникающие в перлитной стали опорных валков прокатного стана // Изв. вузов. Черная металлургия. 2004. - №4. - С.38-39.

104. Юрьев А.Б., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Козлов Э.В. Структурно-фазовое состояние термоупрочненной арматуры большого диаметра // Изв. вузов. Черная металлургия. 2004. - №6. - С.34-37.

105. Юрьев А.Б., Громов В.Е., Иванов Ю.Ф. и др. Механизмы формирования и изменения градиентных структурно-фазовых состояний в арматуре из стали 18Г2С // Изв. вузов. Черная металлургия. 2004. - №10. - С.22-25.

106. Иванов Ю.Ф. Градиентная структура, формирующаяся в перлитной стали при динамической термической обработке// Проблемы машиностроения и надежности машин. 2004. - №2. - С.55-61.

107. Грачев В.В., Юрьев А.Б., Попова H.A. и др. Повышение эксплуатационных характеристик сталей прерывистой закалкой и химико-термической обработкой // Заготовительные производства в машиностроении. 2004. - №8. - С.32-39.

108. Коваленко В.В., Попова H.A., Жулейкин С.Г. и др. Градиентные структурно-фазовые состояния цементованной стали 9ХФ // Изв. вузов. Физика. 2004. -№10.-С.33-37

109. Коваленко В.В., Гагауз В.П., Пискаленко В.В. и др. Формирование и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в толстых сварных швах //

110. Фундаментальные проблемы современного металловедения. 2004. - №4. -С.103-109.

111. Смирнов А.Н., Козлов Э.В., Конева H.A. и др. Фазовый состав и зоны локализации карбидных частиц в длительно работающем металле паропровода // Обработка металлов. 2004. - Т.22, №1. - С.24-26.

112. Смирнов А.Н., Козлов Э.В. Субструктура, внутренние поля напряжений и проблема разрушения паропроводов из стали 12Х1МФ. Кемерово: Кузбас-свузиздат, 2004. - 163 с.

113. Диденко А.Н., Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В., Рябчиков А.И. Эффекты дальнодействия в ионно-имплантированных металлических материалах. Томск: НТЛ, 2004.-328с.

114. Юрьев А.Б., Иванов Ю.Ф., Морозов М.М. и др. Сравнительный структурно-фазовый анализ термоупрочненной арматуры // Деформация и разрушение материалов. 2005. - №3. - С.43-47.

115. Иванов Ю.Ф., Юрьев А.Б., Морозов М.М., Громов В.Е. Многоуровневая градиентная структура в стержне низкоуглеродистой стали малого диаметра, термоупрочненной с горячего проката// Физическая мезомеханика. 2005. - Т.8, -№2. -С.61-68

116. Юрьев А.Б., Морозов М.М., Иванов Ю.Ф. и др. Формирование композитной структуры при термоупрочнении арматуры // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2005. - №1. - С.33-34.

117. Юрьев А.Б., Иванов Ю.Ф., Морозов М.М., Громов В.Е. Закономерности формирования фазового состава, дефектной субструктуры и механических свойств арматуры при термическом упрочнении // Изв. вузов. Черная металлургия. 2005. - №6. - С. 39-44.

118. Коваленко В.В., Иванов Ю.Ф., Юрьев А.Б. и др. Управление градиентными структурно-фазовыми состояниями стали прерванной закалкой // Материаловедение. 2005. - №6 (99). - С.49-52.

119. Иванов Ю.Ф., Ивахин М.П., Коновалов С.В. и др. Усталостно-индуцированные структурно-фазовые градиенты в стали 60ГС2 // Изв. вузов. Черная металлургия. 2005. - №8 .- С.29-33.

120. Иванов Ю.Ф., Юрьев А.Б., Морозов М.М. и др. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в арматуре из малоуглеродистой стали // Изв. вузов. Черная металлургия. 2005. - №8. - С.23-25.

121. Иванов Ю.Ф., Ивахин М.П., Коновалов C.B. и др. Формирование и эволюция структурно-фазовых градиентов в стали 60ГС2 при усталости с токовым воздействием // Изв. вузов. Черная металлургия. 2005. - №9 .- С.20-23.

122. Будовских Е.И., Багаутдинов А.Я., Мартусевич Е.В. и др. Структурно-фазовый анализ никеля, подвергнутого электровзрывному легированию // Деформация и разрушение материалов. 2005. - №11. - С.28-32.

123. Багаутдинов А.Я., Будовских Е.И., Иванов Ю.Ф. и др. Электровзрывное легирование железа углеродом: рельеф поверхности, фазовый состав и дефектная субструктура // Изв. вузов. Физика. 2005. - №9. - С.36-41.

124. Зинченко В.М. Инженерия поверхности путь достижения предельных свойств деталей // МиТОМ. - 1999. - №7. - С.22 -31.

125. Носов В.Б., Пустовалов В.И., Юрасов С.А. К вопросу о целесообразности раздела «Инженерия поверхности» // МиТОМ. 2001. - №2. - С.34 - 38.

126. Громов В.Е., Козлов Э.В., Панин В.Е. и др. Каналы деформации в условиях электропластического стимулирования // Металлофизика. 1991. - Т.13, №11.- С.9-13.

127. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Азотирование стали. М.: Машиностроение, 1976. -256с.

128. Prgenosil В. //Harterei-Technische Mitteilung. 1965. - В.20, №1. - S.41.

129. Wunning I. // Zeitschrift fur wirtschaftliche Fertigung. 1974. - B.69, №2. - S.80.

130. Волынский В.H. и др. Повышение контактной выносливости стали 40Х с помощью низкотемпературной нитроцементации // Изв. вузов. Машиностроение.- 1973. № 5. - С.121.

131. Лахтин Ю.М. Высокопроизводительные процессы азотирования стали // МиТОМ. -1976. №5. - С.2

132. Иванов A.C., Соколов А.Н. Поверхностное упрочнение низкоуглеродистых мартенситных сталей борированием // МиТОМ. 1998. - №7. - С.13-16.

133. Архипов И Л., Полоцкий М.С., Новикова АЛ. Повышение прочности зубьев цементованных и нитроцементованных зубчатых колес // МиТОМ. 1970. -№10. - С.56-62.

134. Шур Е.А. Структура и контактно-усталостная прочность стали // МиТОМ. -1978. №8. - С.37-43.

135. Козловский И.С., Оловянишников В.А., Зинченко В.М. Критерии оценки качества и основы рационального выбора цементуемых и нитроцементуемых сталей // МиТОМ. -1981. №3. - С.2-9.

136. Сосонная JI.B., Тельдеков В.А., Андрианова Е.М. и др. Повышение качества нитроцементованного слоя тяжелонагруженных зубчатых колес // МиТОМ. -1991. -№1. С.3-6.

137. Оловянишников В.А., Зинченко В.М., Георгиевская Б.В., Кузнецов В.В. Критерии оценки долговечности зубчатых колес, упрочненных химико-термической обработкой // МиТОМ. 1989. - №8. - С.42-45.

138. Зинченко В.М., Георгиевская Б.Г., Кузнецов В.В., Оловянишников В.А. Новые способы газовой цементации и нитроцементации // МиТОМ. 1984. -№10. - С.26-29.

139. Зинченко В.М. Повышение и стабилизация прочностных свойств и долговечности цементованных и нитроцементованных зубчатых колес // МиТОМ. -1987.-№10.-С.26-29.

140. Калинин А.Т., Новикова АЛ. Дефектная (темная) составляющая в структуре поверхностного слоя стали, возникающая при химико-термической обработке // Технология автомобилестроения. 1963. - №10. - С.20.

141. Ахантьев В.П., Ивлев В.И., Курбатов В.П. О природе «темной составляющей» в нитроцементованных сталях // МиТОМ. 1977. - №1. - С.11-15.

142. Зинченко В.М., Георгиевская Б.Г., Оловянишников В.А. Влияние остаточного аустенита на механические свойства цементованных сталей // МиТОМ. 1987. - №12. - С.25-30.

143. Минкевич А.Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. М.: Машиностроение, 1965.-491с.

144. Прженосил Б. Нитроцементация. JL: Машиностроение, 1969.- 211с.

145. Криштал M.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972.-400с.

146. Банных O.A., Будберг П.Б., Алисова С.П. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа (Справочник). М.: Металлургия, 1986.-440с.

147. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971.-256с.

148. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. -М.: Физматлитература, 1961. 864с.

149. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков IO.A. Рентгенографический и элек-троннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. - 368с.

150. Седунов В.К., Меньшикова Т.Я., Митрофанов К.П. и др. Строение и фазовый состав поверхностных зон цементованных и нитроцементованных слоев // МиТОМ. 1977. - №9. - С.13-15.

151. Чернявский B.C. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977. -280с.

152. Глаголев A.A. Геометрические методы количественного анализа агрегатов под микроскопом. Львов: Госгеолиздат, 1941. - 264с.

153. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970. -376с.

154. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. - 208с.

155. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. - 574с.

156. Конева H.A., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Развороты кристаллической решетки и стадии пластической деформации // Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций. Л.: ФТИ, 1984. -С.161-164.

157. Конева H.A., Лычагин Д.В., Жуковский С.П. и др. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава // ФММ. 1985. -Т.60, №1. - С. 171-179.

158. Конева H.A., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. 1982. - №8. - С.3-14.

159. Теплякова JI.A., Игнатенко JI.H., Касаткина Н.Ф. и др. Закономерности пластической деформации стали со структурой отпущенного мартенсита // Пластическая деформация сплавов. Структурно-неоднородные материалы. -Томск: ТГУ, 1987. С.26-51.

160. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1960. - 448с.

161. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко JI.H. и др. Субструктурные и карбидные превращения при пластической деформации в отпущенной хромоникелевой мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1992. - №12. - С.25-32.

162. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко JI.H. и др. Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1994. - №4. - С.76-82.

163. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко JI.H. и др. Влияние типа субструктуры на перераспределение углерода в стали мартенситного класса в ходе пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 2002. - №3. - С. 72-86.

164. Тэйлор А. Рентгеновская металлография. М.: Металлургия, 1965. - 663с.

165. Тушинский Л.И., Батаев A.A., Тихомирова Л.Б. Структура и конструктивная прочность стали. Новосибирск: Наука, 1993. - 280с.

166. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. - 647с.

167. Pitsch W. Der Orientierungszusammenhand zwischen Zementit und Ferrit im Perlit //ActaMet. 1962. - V.10, №1. - P.79-81.

168. Сухомлин Г.Д. Электроннодифракционное исследование ориентационных соотношений феррит-цементит в перлите // ФММ. 1974. - Т.38, №4. - С.878-880.

169. Marder A.R., Krauss G. The morphology of martesite in iron-carbon alloys // Trans. A.S.M. 1967. - V.60, №4. - P.651-660.

170. Иванов Ю.Ф. Электронно-микроскопические исследования структуры и фазового состава цементованного слоя стали 20Х2Н4А // Изв. вузов. Черная металлургия. 1990. - №6. - С.55-56.

171. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. - 288с.

172. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Отпуск стали. М.: МИ-СИС, 1997.-336с.

173. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование параметров аустенизации на морфологию мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // ФММ. -1991.-№11.- С.202-205.

174. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. - 288с.

175. Иванов Ю.Ф. Влияние степени легированности материала на структуру пакетного мартенсита сплавов железа и сталей // Изв. вузов. Черная металлургия. -1995. №10. - С.52-54.

176. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Т.2 / Под ред. Н.П. Ля-кишева. М.: Машиностроение, 1997. - 1023с.

177. Усатый Ю.П., Мармер Э.Н., Мурованная С.Г. и др. Вакуумная цементация стали 18ХГТ // МиТОМ. 1977. -№11.- С.74-76.

178. Блантер М.Е. Теория термической обработки. М.: Металлургия, 1984. - 328с.

179. Матюшенко H.H. Кристаллические структуры двойных соединений. М.: Металлургия, 1969. - 304с.

180. Гольдшмидт Х.Дж. Сплавы внедрения. Т.1. М.: Мир, 1971. - 424с.

181. Малинов Л.С., Коротич И.К. Химико-термическая обработка экономнолеги-рованных мартенситостареющих сталей // МиТОМ. 1979. - №9. - С.36-38.

182. Кальнер В.Д., Тельдеков В.А., Юрасов С.А. Микроструктурные диаграммы прокаливаемости нитроцементованного слоя и возможности их практического использования при цементации и нитроцементации // МиТОМ. 1984. - №4. -С.31-35.

183. Айпик Р., Сельжук Б., Карамиш М.Б. Исследование трения и износа цементованных, нитроцементованных и борированных сталей AISI 1020 и 5115 // МиТОМ. 2001. - №7. - С.29-34.

184. Тарасов А.Н., Попандопуло А.Н. Структура и свойства нитроцементованных быстрорежущих сталей // МиТОМ. 1978. - №3. - С.56-57.

185. Криштал М.А., Цепов С.Н. Свойства сталей после высокотемпературной вакуумной цементации // МиТОМ. 1980. - №6. - С.2-7.

186. Желиховская Э.Н., Заваров A.C., Грачев C.B. Отжиг сталей с целью оптимизации распределения, размеров и формы карбидной фазы в цементованном слое // МиТОМ. 1989. - №6. - С.24-26.

187. Кальнер В.Д., Ковригин В.А., Старокожев Б.С., Юрасов С.А. Комплексное насыщение стали углеродом, азотом и кислородом // МиТОМ. 1977. - №9. -С.15-17.

188. Анашенко В.Н., Гуляев А.П. Нитридное упрочнение чистого железа и сплавов на его основе // МиТОМ. 1980. - №1. - С.5-10.

189. Виноград М.И., Ульянина И.Ю., Файвилевич Г.А. О механизме роста зерна аустенита в конструкционных сталях // МиТОМ. 1975. - №1. - С.5-11.

190. Кораблев В.А., Установщиков Ю.И., Хацкелевич Г.А. Охрупчивание хромистых стале при образовании специальных карбидов // МиТОМ. 1975. - №1. -С.16-19.

191. Иванов Ю.Ф., Конева H.A., Козлов Э.В. Структурно-концентрационные диаграммы мартенситных превращений в сплавах железа и сталях // МиТОМ. -1989.-№2.-С.2-4.

192. Лахтин Ю.М. Высокотемпературное азотирование // МиТОМ. 1991. - №2. -С.25-29.

193. Заболеев-Зотов C.B., Семёнов С.Т., Клышников С.Т. О некоторых особенностях массопереноса при химико-термической обработке // МиТОМ. 1987. -№5. -С.38-41.

194. Костылева Л.В., Ильинский В.А., Локтюшин В.А. Влияние нестандартного температурного режима нитроцементации на насыщение стали азотом и углеродом // МиТОМ. 1984. - №4. - С.5-8.

195. Щербединский Г.В., Шумаков А.И., Земский C.B. и др. Влияние диффузионного перераспределения хрома на износостойкость цементованной стали 3X13 // МиТОМ. 1977. - №1. - С.62-64.

196. Попов A.A., Попова А.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. М.: Матгиз, 1961. - 430с.

197. Лобозов В.П., Шепеляковский К.З. Изменение износостойкости по глубине закаленного слоя цементованных и поверхностно-закаленных сталей // МиТОМ. 1978. - №7. - С.45-47.

198. Seltzer M. Met. Ttrans. - 1972. - V.3, №12. - P.l 18-121.

199. Куликов И.С. Термодинамика карбидов и нитридов (Справочник). М.: Металлургия, 1972.-250с.

200. Прнка Т. Количественные соотношения между параметрами дисперсных выделений и механическими свойствами сталей // МиТОМ. 1975. - №7. - С.З-8.

201. Гуль Ю.П. Влияние углерода и азота на упрочнение и охрупчивание при старении малоуглеродистой стали // МиТОМ. 1975. - 37. - С.8-12.

202. Norstrom L.A. On the yield strength of quenched low-alloy lath martensite // Scandinavian Journal of Met. 1976. - V.5. - P.159-165.

203. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Фролова Л.П. Расчет упрочнения диффузионного слоя при азотировании стали // МиТОМ. 1978. - №3. - С.28-32.

204. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. - 179с.

205. Гладышев С.А., Иванов Ю.Ф., Гладышева Т.Р. и др. Механизмы упрочнения конструкционной среднелегированной стали после закалки и отпуска // Дислокационная и доменная структура и деформационное упрочнение сплавов. -Томск: ТГУ, 1984.-С.104-115.

206. Иванов Ю.Ф., Гладышев С.А., Козлов Э.В. Структурные оценки предела текучести высокопрочной конструкционной стали // Пластическая деформация сплавов. Томск: ТГУ, 1986. - С. 152-163.

207. Иванов Ю.Ф. Природа прочности машиностроительных среднелегированных сталей // Субструктура и механические свойства металлов и сплавов. Томск: ТИСИ, 1988.-С.63-70.

208. Козлов Э.В., Конева H.A. Природа упрочнения металлических материалов // Изв. вузов. Физика. 2002 (приложение). - №3. - С.52-71.

209. Конева H.A., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С.56-70.

210. Конева H.A., Козлов Э.В. Дислокационная структура и физические механизмы упрочнения металлических материалов // Перспективные материалы (учебное пособие) / Под ред. Д.Л. Меерсона. Тула: ТГУ, МИСиС, 2006. - С.267-320.

211. Конева H.A., Козлов Э.В. Физика субструктурного упрочнения // Вестник ТГАСУ, 1999. №1. - С.21-35.

212. Козлов Э.В., Лычагин Д.В., Попова H.A. и др. Дальнодействующие поля напряжений и их роль в деформации струюурно-неоднородных материалов //Физика прочности гетерогенных материалов. Л.: ФТИ, 1988. - С.3-13.

213. Келли А., Николсон Р. Дисперсное твердение. М.: Металлургия, 1966. -300с.

214. Мак Лин Д. Механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1965. -431с.

215. Kozlov E.V., Popova N.F., Ivanov Ju.F. et all. Structure and Sources of long-range Stress Fields in Ultrafine-Grained Copper // Ann. Chim. Fr. 1996. - №21. - P.427-442.

216. Koneva N.A., Kozlov E.V., Trishkina L.I. Internal field sources, their screening and the flow stress // Materials Science and Engineering. 2001. - V.A319-321. -P.156-159.

217. Конева H.A. Внутренние поля напряжения и их роль в эволюции мезоструюу-ры // Вопросы материаловедения. 2002. - №1 (29). - С.103-112.

218. Смирнов А.Н., Козлов Э.В. Субструктура, внутренние поля напряжений и проблема разрушения паропроводов из стали 12Х1МФ. Кемерово: Кузбас-свузиздат, 2004. - 163с.

219. Русаков A.A. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. - 479с.

220. Конева H.A., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Спектр и источники полей внутренних напряжений в деформированных металлах и сплавах // Известия АН. Серия физическая. 1998. - Т.62, №7. - С.1350-1356.

221. Kozlov E. V., Koneva N. A. Internai flelds and other contributions to flow stress // Mat. Sci. and Eng. 1997. - V. A 234-234. - P.982-985.

222. Ван Бюрен. Дефекты в кристаллах. M.: ИЛ, 1962. - 584с.

223. Струнин Б.Н. О распределение внутренних напряжений при случайном расположении дислокаций // ФТТ. 1967. - V.9, №3. - С.805-812.

224. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986.-224с.

225. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. Л.: Наука, 1986. -223с.

226. Козлов Э.В., Попова Н.А., Конева Н.А. Фрагментированная субструктура, формирующаяся в ОЦК-сталях при деформации // Изв. РАН. Серия физическая. 2004. - Т.68, №10. - С. 1419-1428.

227. Мешков Ю.Я., Пахаренко Г.А. Структура металла и хрупкость стальных изделий. Киев: Наукова думка, 1985. - 208с.