WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На правах рукописи

ПОЗДЕЕВА Наталья Андреевна

УПРОЧНЕНИЕ ПОВЕРХНОСТИ И ПОВЫШЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ УГЛЕРОДИСТЫХ И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ НАНОСТРУКТУРИРУЮЩЕЙ ФРИКЦИОННОЙ ОБРАБОТКОЙ

Специальность 05.16.01 - металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург – 2012

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте машиноведения Уральского отделения Российской Академии наук

Научный консультант: доктор технических наук, старший научный сотрудник, Макаров Алексей Викторович

Официальные оппоненты: Бродова Ирина Григорьевна, доктор технических наук, профессор, Институт физики металлов УрО РАН, главный научный сотрудник Веселов Игорь Николаевич, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, ОАО «Российский НИИ трубной промышленности», директор Екатеринбургского филиала, заведующий лабораторией материаловедения и термической обработки

Ведущая организация: ФГБОУ ВПО «Южно-Уральский государственный университет» (НИУ)

Защита состоится 28 мая 2012 г. в 1100 на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 при Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов Уральского отделения РАН (ИФМ УрО РАН) по адресу: 620990, г. Екатеринбург, ул.С.Ковалевской,

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН.

Автореферат разослан апреля 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физ.-мат. наук Лошкарева Н.Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Одним из важных резервов повышения эксплуатационных свойств сталей и сплавов является создание в их поверхностном слое нанокристаллических структур, которые могут обладать уникальными физикомеханическими характеристиками вследствие наличия у них высокой плотности дислокаций и большой протяженности сильно неравновесных границ зерен. За счет поверхностного наноструктурирования различными методами интенсивного поверхностного пластического деформирования (ИППД) могут быть получены материалы с высокопрочным поверхностным слоем на основе недорогих углеродистых и низколегированных сталей, из которых изготавливают большинство изделий машиностроения.

Эффективным способом формирования на стальных поверхностях функциональных нанокристаллических слоев является фрикционная обработка скользящими инденторами, проводимая в условиях, исключающих заметный нагрев поверхности трения. Выработка научно-обоснованных принципов создания высокопрочных, теплостойких и износостойких нанокристаллических слоев требует дальнейшего развития представлений о закономерностях формирования при фрикционной обработке сталей структурного состояния и физико-механических свойств поверхностных слоев, а также о поведении этих слоев в условиях нагрева, статического деформирования и контактного нагружения.

До недавнего времени оставался нерешенным целый ряд вопросов, связанных с материаловедческими аспектами фрикционной упрочняющей обработки углеродистых и низколегированных сталей. В частности, не уделялось должного внимания изучению процесса наноструктурирования при поверхностной пластической обработке труднодеформируемых закаленных высокоуглеродистых сталей. Особый интерес к ИППД неотпущенного (тетрагонального) мартенсита связан с возможностью за счет реализации в нем процессов деформационного динамического старения эффективно повышать прочностные и трибологические свойства стальных поверхностей (например, закаленных лазером).

Требуют рассмотрения также неизученные вопросы термической стабильности структурного состояния и прочности субмикро- и нанокристаллических слоев, сформированных в условиях трения скольжения на поверхности железа и низкоуглеродистых сталей, а также сталей, подвергнутых лазерной закалке и химико-термической обработке (включающей цементацию).

Учитывая влияние общего высокого уровня дефектности нанокристаллической структуры на процессы рекристаллизации и возможный аномальный рост зерна при нагреве, представляется важным исследовать поведение сильнодеформированной стали при длительном термическом воздействии.

Изучение влияния дополнительного легирования элементами замещения (кремний, хром, никель) на твердость и сопротивление термическому разупрочнению подвергнутых фрикционной обработке сталей позволит выработать критерии оптимизации химического состава высокопрочных и теплостойких нанокристаллических слоев.

Интенсивное диспергирование структуры при различных видах ИППД, охрупчивающее деформированный слой, может оказывать неоднозначное влияние на трибологические и механические свойства металлических материалов. Поэтому актуальным и имеющим несомненную научную и практическую значимость является изучение трибологических и механических свойств, механизмов изнашивания и особенностей деформирования при статическом нагружении сталей, подвергнутых фрикционной обработке и дополнительному нагреву. Важно также изучить наличие микроповрежденностей металла в поверхностных слоях, наноструктурированных фрикционной обработкой.

Поскольку пластичность наноструктурных сталей может быть улучшена проведением дополнительного отпуска (отжига), эффективным для обеспечения хорошего комплекса износостойкости, прочности и пластичности может оказаться проведение комбинированных деформационно-термических обработок по оптимизированным режимам.

Актуальность темы диссертационной работы подтверждается ее соответствием тематике проектов в рамках программ Академии наук РАН различных уровней (проект «Ресурс пластичности и конструкционной прочности металлических материалов, наноструктурированных методами интенсивной пластической деформации» по программе Президиума РАН №22, проект «Исследование на макро-, микро- и наноуровнях трибологических, прочностных характеристик и диагностирование поверхностных слоев функциональных материалов, модифицированных термо-механо-химическим воздействием» по программе ОЭММПУ РАН №13, междисциплинарный проект УрО РАН «Получение субмикрокристаллических и нанокристаллических структур в металлах и сплавах при фазовых превращениях и интенсивной пластической деформации»), а также проектов РФФИ №07-08-00279-а и №11-08-01025-а.

Цель диссертационной работы состоит в изучении особенностей формирования структурного состояния, трибологических и механических характеристик поверхностных слоев углеродистых и низколегированных сталей при фрикционной обработке и последующих термических воздействиях.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Рассмотреть процесс формирования нанокристаллических структур в поверхностном слое закаленной высокоуглеродистой кремнистой стали 80С4 при фрикционной обработке скользящим индентором.

2. Исследовать влияние фрикционной обработки на химический состав, микротвердость и теплостойкость подвергнутых лазерной или объемной закалке железа (содержащего 0,003 и 0,042 % С), углеродистых, цементованной хромоникелевой и дополнительно легированных кремнием и хромом сталей.

3. Изучить влияние длительного (до 20 ч) нагрева при 350-550°С на сопротивление термическому разупрочнению, химический состав и эволюцию нанокристаллической структуры на поверхности трения закаленной высокоуглеродистой стали У8.

4. Изучить влияние фрикционной обработки и последующих отпусков на механические характеристики, износостойкость, коэффициент трения и механизмы изнашивания в условиях абразивного воздействия и трения скольжения термоупрочненной среднеуглеродистой стали 50.

5. Обосновать режим комбинированной деформационно-термической наноструктурирующей обработки закаленной конструкционной стали, обеспечивающий хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности.

Научная новизна.

1. Установлен последовательный процесс формирования нанокристаллической структуры при фрикционной обработке такого труднодеформируемого материала как закаленная кремнистая сталь 80С4 со структурой высокоуглеродистого пластинчатого мартенсита: фрагментация мартенситных пластин в ходе скольжения и двойникования, образование полосовых фрагментированных структур, преобразование в ходе ротаций фрагментов их широких малоугловых границ в тонкие большеугловые сильно неравновесные границы с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм.

2. Наноструктурирующая фрикционная обработка повышает теплостойкость карбонильного железа и мартенситных структур, сформированных лазерной закалкой в армко-железе и сталях. Наиболее эффективный рост теплостойкости отмечен у низкоуглеродистых сплавов, что во многом обусловлено сохранением в их сильнодеформированном слое даже при нагреве до 450-550°С высокопрочных областей с нанокристаллическими структурами, образующих вместе с рекристаллизованными субмикронными зернами феррита характерные «бимодальные» структуры.

3. Установлено отсутствие аномального роста рекристаллизованных зерен при длительном (до 20 ч) нагреве до 450-550°С наноструктурированной трением закаленной высокоуглеродистой стали У8.

4. Повышение теплостойкости упрочненных фрикционной обработкой углеродистых сталей при температурах 400-600°С достигается дополнительным легированием кремнием и хромом.

5. По данным микроиндентирования, наноструктурирующая фрикционная обработка повышает сопротивление поверхностного слоя закаленной среднеуглеродистой стали 50 пластической деформации при контактном механическом воздействии. Это ограничивает развитие процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения и обусловливает существенный (до 1,7-раз) рост износостойкости конструкционной среднеуглеродистой стали в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, а также граничного трения.

6. Установлено сохранение или даже рост преимущества в износостойкости поверхностно наноструктурированной закаленной стали 50 в условиях абразивного воздействия и трения скольжения со смазкой после отпуска в широком интервале температур (100-600°С), а в условиях трения скольжения без смазки – после нагрева только до температуры 350°С, при которой еще обеспечивается достаточная прочность основного металла и не происходит вырывания микрообъемов упрочненного поверхностного слоя по глубинным менее прочным слоям (когезионный отрыв материала).

Практическая значимость работы.

Для достижения хорошего комплекса износостойкости, прочности и пластичности конструкционной стали предложено после закалки проводить комбинированную деформационно-термическую наноструктурирующую обработку, включающую фрикционную обработку и отпуск при температуре 350°С.

Комбинированная обработка закаленной среднеуглеродистой (0,5 % С) стали обеспечивает повышение до 2-3 раз твердости и износостойкости без снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной сталью, отпущенной при 350°С. Проведение деформационно-термической обработки позволит расширить сферу применения наноструктурирующей фрикционной обработки, в частности, для упрочнения валов и других деталей, работающих в условиях статического и циклического нагружения.

Результаты работы свидетельствуют, что фрикционная обработка позволяет значительно повысить теплостойкость упрочненных лазером и цементацией изделий, эксплуатируемых в условиях повышенного нагрева.

Показано, что фрикционная обработка может применяться как способ наноструктурирования высокопрочных и хрупких металлических материалов, расширяя тем самым возможности для исследования строения и свойств наноструктур деформационного происхождения, которые не могут быть созданы объемными методами интенсивных (больших) пластических деформаций.

При практической реализации фрикционной упрочняющей обработки стальных изделий следует учитывать не только эффективность деформационного упрочнения, но и поврежденность (нарушение сплошности в виде субмикроропор и микротрещин) поверхностного слоя в процессе накопления пластической деформации.

Результаты диссертационной работы используются в курсе лекций по дисциплине «Наноматериалы и нанотехнологии», входящей в учебный план по направлению 150100 «Материаловедение и технология новых материалов» магистерской программы «Перспективные конструкционные материалы и высокоэффективные технологии» кафедры металловедения Института материаловедения и металлургии ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

На защиту выносятся:

1. Процесс формирования нанокристаллической структуры в поверхностном слое закаленной высокоуглеродистой стали 80С4 при фрикционной обработке.

2. Установленное повышение теплостойкости упрочненных лазером и цементацией стальных поверхностей наноструктурирующей фрикционной обработкой. Особенности влияния дополнительного легирования кремнием и хромом на сопротивление термическому разупрочнению деформированных при фрикционном воздействии сталей.

3. Роль «бимодальных» (нанокристаллических и рекристаллизованных субмикрокристаллических) структур, формирующихся при температурах 450-550°С в деформированной трением низкоуглеродистой стали 20, в повышении теплостойкости упрочненного фрикционной обработкой поверхностного слоя.

4. Особенности поведения при длительном (до 20 часов) нагреве в интервале температур 350-550°С нанокристаллических структур, сформированных фрикционной обработкой в поверхностном слое закаленной стали У8.

5. Результаты исследования влияния фрикционной обработки и последующего нагрева в интервале температур 100-600°С на трибологические и механические характеристики закаленной стали 50.

6. Режим комбинированной деформационно-термической обработки, обеспечивающий конструкционной среднеуглеродистой стали хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности.

Личный вклад автора: Соискатель участвовал в планировании и постановке экспериментов, проводил фрикционную обработку материалов, исследование химического состава и топографии поверхностей трения, дюрометрические измерения и микроиндентирование. Принимал участие в исследованиях структуры, трибологических и механических свойств опытных образцов. Обработка и анализ полученных результатов осуществлены с участием автора. Результаты исследований неоднократно докладывались соискателем на научно-технических конференциях.

Достоверность полученных результатов исследований обеспечена большим объемом экспериментального материала, использованием апробированных методов механических и трибологических испытаний, применением современных методов изучения структуры, химического и фазового состава, профиля поверхностей и продуктов изнашивания, а также использованием статистической обработки результатов измерений. Результаты исследований, приведенные в диссертационной работе, не противоречат известным научным представлениям и результатам.

Апробация работы.

Основные результаты работы, изложенные в диссертации, были доложены на следующих конференциях: III Международной школе «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти, 24-28 сентября, 2007 г.; XIX, XX, XXI Уральских школах металловедовтермистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Екатеринбург, 4-8 февраля, 2008 г.; Пермь, 1-5 февраля, 2010 г.; Магнитогорск, 6-февраля, 2012 г.); XLVII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 1-5 июля, 2008 г.; IV Международной научнотехнической конференции «Новые материалы, неразрушающий контроль и наукоемкие технологии в машиностроении», Тюмень, 9-11 декабря, 2008 г.; IV, V Российских конференциях «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (Екатеринбург, 26-28 мая, 2009 г.; Екатеринбург, 25-29 апреля, 2011 г.); XVII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 23-25 июня, 2009 г.; 5 Международном форуме (10-я Международная конференция молодых ученых и студентов) «Актуальные проблемы современной науки», Самара, 25-27 ноября, 2009 г.; VI Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 24-28 мая, 2010 г.;

IV Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2011», Москва, 1-марта, 2011 г.; Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы трибологии», Самара, 22-24 ноября, 2011 г.

Публикации По результатам диссертационной работы опубликовано 5 статей в рецензируемых журналах из перечня ВАК, 6 статей в сборниках научных трудов и тезисов докладов.

Структура работы Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, списка использованной литературы из 217 источников и приложения. Работа изложена на 167 страницах, включая 73 рисунка и 13 таблиц.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель, научная новизна и практическая значимость работы, приведены основные положения, выносимые на защиту, кратко изложено содержание последующих глав.

В первой главе представлен литературный обзор. Описаны наиболее распространенные методы интенсивного поверхностного пластического деформирования, позволяющие формировать высокодисперсную структуру в поверхностном слое различных металлов и сплавов. Рассмотрены механические, трибологические свойства, а также особенности эволюции структуры и разупрочнения при нагреве металлических материалов, наноструктурированных различными методами интенсивной пластической деформации. В конце главы на основании анализа литературных данных сформулированы основные задачи работы.

Во второй главе приведены материалы, методика эксперимента и методы исследований.

В качестве материалов для исследования были выбраны железо различной чистоты, углеродистые и низколегированные стали. В таблице 1 приведен химический состав исследуемых материалов, определенный с помощью стационарного спектрометра для анализа металлов SPECTROMAXx F.

Таблица 1 – Химический состав исследуемых сплавов Материал C Si Mn P S Cr Ni Cu Mo Карбонильное железо 0,003 0,009 0,007 0,009 0,004 0,008 0,003 0,008 <0,0Армко-железо 0,042 0,054 0,110 0,003 0,021 0,120 - 0,180 - Сталь 20 0,20 0,31 0,53 0,016 0,019 0,03 0,04 0,11 - 20ХН3А 0,20 0,28 0,44 0,016 0,003 0,68 2,90 0,16 0,Сталь 40 0,38 0,33 0,65 0,016 0,014 0,13 0,06 0,09 - 40Х 0,38 0,26 0,75 0,019 0,019 1,06 0,05 0,10 - Сталь 50 0,51 0,24 0,59 0,021 0,017 0,13 0,10 0,18 - У8 0,83 0,22 0,18 0,018 0,006 0,18 0,12 0,10 - 20ХН3А цементованная 0,90 0,28 0,44 0,016 0,003 0,68 2,90 0,16 0,80С2 0,83 1,66 0,75 0,016 0,010 0,13 0,09 0,06 0,80С4 0,85 4,20 0,41 0,017 0,021 0,18 0,15 0,15 0,С целью формирования мартенситной структуры исследуемые сплавы подвергали лазерной закалке (с использованием непрерывного CO2-лазера), объемной закалке в воде, масле, 10 % водном растворе NaCl, обработке при -196°С.

Фрикционную обработку образцов проводили полусферическим или цилиндрическим инденторами из Al2O3, твердого сплава ВК-8 или в одноименной паре трения при различных нагрузках (P=19,6-980 Н), количествах двойных ходов индентора (N=100-1000), а также небольших скоростях скольжения (V=0,02-0,м/с), обеспечивающих отсутствие заметного фрикционного нагрева поверхности трения. Применяли также режим многократного сканирования при поперечном смещении полусферического индентора. Трение осуществляли при комнатной температуре на воздухе или в безокислительной атмосфере аргона или азота.

Микроструктуру, поверхности трения и продукты изнашивания изучали с применением сканирующих электронных микроскопов VEGA II XMU и Tescan Mira 3 LMU с автоэмиссионным катодом Шоттки высокой яркости.

Электронно-микроскопическое исследование методом тонких фольг на просвет проводилось на микроскопах JEOL JEM 2100* и JEM 200CX. Металлографический анализ осуществляли на приборе Leica VMHT AUTO, оснащенном оптической системой с возможностью получения цифрового изображения.

Рентгеноструктурный анализ выполнялся на дифрактометрах Shimadzu XRD-7000 (в CrК-излучении) и ДРОН-0,5 (в FeК-излучении). Рентгеноспектральный микроанализ проводили с использованием растрового электронного микроскопа VEGA II XMU, укомплектованного энергодисперсионным INCA Energy 450 XT и волнодисперсионным INCA Wave 700 спектрометрами. Шероховатость поверхности образцов изучали с помощью оптического профилометра Wyko NT-1100.

Микроиндентирование образцов проводили на измерительной системе Fischerscope HM2000 Xym согласно стандарту ISO 14577 с использованием индентора Виккерса и программного обеспечения WIN-HCU. Измерения микротвердости выполняли на микротвердомере Leica VMHT AUTO. Механические испытания на одноосное статическое растяжение проводили на сервогидравлической испытательной установке Instron 8801. Трибологические испытания проводили в условиях трения скольжения по стальной пластине на воздухе без смазки и со смазкой (масло индустриальное И-30А), а также по закрепленному абразиву двух видов (кремень, микротвердость Н~10 ГПа; корунд, Н~20 ГПа).

В третьей главе рассмотрено влияние фрикционной обработки на структуру, химический состав и микротвердость железа, углеродистых и низколегированных сталей, подвергнутых лазерной или объемной закалке.

Применение локального лазерного нагрева с последующим быстрым теплоотводом позволяло формировать структуру пакетного мартенсита даже в таких низкоуглеродистых материалах, как армко-железо и сталь 20 (рисунок 1а).

а б в Рисунок 1 – Пакетный мартенсит в зоне лазерного оплавления стали 20 (а) и нанокристаллическая структура, сформированная при фрикционной обработке индентором из Al2O3 в среде аргона (б, в): а, б – светлопольные изображения; в – темнопольное изображение в рефлексе (110) В результате фрикционной обработки мартенситных сталей в тонком поверхностном слое, примыкающем непосредственно к поверхности трения, формируется нанокристаллическая структура с размерами отдельных кристаллитов * Проведено в рамках проекта УрФУ «Проведение поисковых научно-исследовательских работ в области технических наук» федеральной целевой программы «Научные и педагогические кадры инновационной России» (2009-2013 гг).

не более 100 нм (рисунок 1б, в). Микроэлектронограмма в виде сплошных колец Дебая (рисунок 1б) свидетельствует о наличии высокоугловых границ фрагментов.

Для закаленной кремнистой стали 80С4 с исходной структурой высокоуглеродистого пластинчатого мартенсита (рисунок 2а) исследован последовательный процесс формирования нанокристаллических структур под действием фрикционной обработки (при изучении структуры по глубине деформированного слоя по мере приближения к поверхности трения).

а в б г д е Рисунок 2 – Пластинчатый мартенсит в стали 80С4 после объемной закалки и обработки холодом (а) и последовательные изменения структуры при последующей фрикционной обработке (б-е):

а-д – светлопольные изображения; е – темнопольное изображение в рефлексе (110) На начальных стадиях деформирования при фрикционной обработке происходит фрагментация мартенситной структуры в ходе процессов скольжения (рисунок 2б) и двойникования. При дальнейшем развитии деформации возникают полосовые структуры с неоднородной дислокационной субструктурой (рисунок 2в).

При последующем накоплении деформации в процессе фрикционной обработки механизмы скольжения и двойникования в значительной мере исчерпывают себя и дальнейшая деформация в материале осуществляется преимущественно ротационным механизмом, то есть посредством относительных разворотов (ротаций) микрообъемов металла. При этом возникает все больше фрагментов размером ~200-400 нм, окруженных «новыми» границами, образовавшимися в ходе деформации (рисунок 2г). Границы фрагментов (пока, в основном, малоугловые) представляют собой весьма сложные дислокационные скопления, имеющие значительную ширину (показано стрелкой на рисунке 2г), при этом тело самого фрагмента (ячейки) практически свободно от дислокаций. В ходе развития ротационных мод пластической деформации, носителями которых являются дисклинации, широкие малоугловые границы фрагментов постепенно преобразуются в тонкие большеугловые границы с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм (рисунок 2д, е).

Наличие на светлопольных изображениях нанокристаллических структур, образовавшихся при фрикционной обработке, весьма размытых контуров границ отдельных зерен (рисунки 1б; 2д) свидетельствует о высоком уровне искажений кристаллитов, границы которых являются сильно неравновесными большеугловыми границами, имеющими высокую плотность внесенных дефектов и, как следствие, избыточную энергию и значительные дальнодействующие напряжения.

Приведенные в таблице 2 значения микротвердости исследуемых материалов, подвергнутых лазерной закалке, цементации, объемной закалке с обработкой холодом, характеризуют максимальное упрочнение, которое может быть реализовано в железе и сталях методами термических или химико-термических (с цементацией) обработок. Фрикционная обработка инденторами из твердых материалов обеспечивает дополнительное существенное упрочнение сплавов.

Таблица 2 – Исходная микротвердость Н1, микротвердость поверхности трения Н2 и деформационное упрочнение Н=Н2–Н1 железа, углеродистых и низколегированных сталей, подвергнутых термической обработке, цементации и фрикционному нагружению инденторами из Al2O3 и твердого сплава ВК-Состав, H1, H2, Материал H, Материал Термическая обработка индентора ГПа мас. % ГПа ГПа Карбонильное 0,003С Лазерная обработка Al2O3 1,1 6,0 4,железо Армко-железо 0,042С Лазерная закалка Al2O3 2,4 7,0 4,Сталь 20 0,20С Лазерная закалка Al2O3 4,4 9,4 5,0,20С- 20ХН3А Закалка 850°С в масле Al2O3 4,4 9,4 5,0,68Cr-2,90Ni Сталь 40 0,38С Лазерная закалка Al2O3 6,4 11,0 4,40Х 0,38С-1,06Cr Лазерная закалка Al2O3 6,6 11,5 4,Лазерная закалка Al2O3 9,7 12,4 2,У8 0,83С Закалка 1000°С в р-р ВК-8 9,5 11,9 2,NaCl, обр. при -196°С 20ХН3А 0,90С- Закалка 810°С в масле, Al2O3 9,2 11,5 2,цементованная 0,68Cr-2,90Ni обр. при -196°С Закалка 1000°С в р-р 80С2 0,83C-1,66Si ВК-8 9,4 11,4 2,NaCl, обр. при -196°С Закалка 1000°С в р-р 80С4 0,85C-4,20Si ВК-8 9,5 11,3 1,NaCl, обр. при -196°С Наблюдаемое интенсивное деформационное упрочнение обусловлено сильным диспергированием мартенситной структуры (рисунки 1б, в; 2д, е), высокой плотностью дефектов кристаллического строения, а также эффективным развитием в нанокристаллическом мартенсите процессов деформационного динамического старения. Указанные процессы характеризуются образованием на дислокациях сегрегаций из атомов углерода. Высокая энергия взаимодействия дислокаций с рассматриваемыми сегрегациями обусловливает сильное закрепление дислокаций и, соответственно, интенсивное деформационное упрочнение -мартенсита.

С ростом концентрации углерода в сплавах от 0,003 до 0,83 мас. % твердость нанокристаллических структур трения непрерывно возрастает от 6,0 до 11,9-12,ГПа (таблица 2) вследствие более полного насыщения углеродом сегрегаций на дислокациях в нанокристаллической структуре. Однако при увеличении концентрации углерода в нелегированных сталях более 0,20-0,38 % наблюдается снижение от 4,6-5,0 до 2,4-2,7 ГПа величины деформационного упрочнения при наноструктурировании поверхности фрикционной обработкой, что обусловлено повышенной хрупкостью высокоуглеродистого мартенсита в условиях трения.

Как показал рентгеноспектральный микроанализ, установленное значительное упрочнение исследуемых материалов при фрикционной обработке не связано с изменением химического состава поверхности трения, а именно, с образованием твердых растворов кислорода в железе даже после фрикционной обработки на воздухе или с переносом значительных количеств материала инденторов на обрабатываемую поверхность. Отмечен перенос лишь отдельных мелких частиц Al2O3 и твердого сплава ВК-8 с рабочих поверхностей инденторов.

Методом электронной сканирующей микроскопии показано, что фрикционная обработка может сопровождаться возникновением субмикропор в поверхностном слое железа и исследуемых сталей, а также отдельных микротрещин усталостного характера (малоцикловая фрикционная усталость) на обрабатываемой поверхности.

Таким образом, при проведении фрикционной обработки необходимо учитывать не только деформационное упрочнение, но также и обусловленную деформационной обработкой поврежденность металла.

В четвертой главе исследовано сопротивление термическому разупрочнению и эволюция структуры деформированных трением карбонильного и технического железа, углеродистых и дополнительно легированных кремнием и хромом сталей при нагреве в интервале температур отпуска 100-600(700)°С, в том числе при длительных (до 20 ч) выдержках при температурах 350-550°С. Рассмотрено влияние фрикционной обработки на теплостойкость цементованной хромоникелевой стали.

Представленные на рисунке 3 графики показывают, что фрикционная обработка существенно замедляет снижение микротвердости при отпуске железа и углеродистых сталей, обработанных непрерывным излучением лазера, а также закаленной и обработанной холодом цементованной стали 20ХН3А. Наибольшим сопротивлением разупрочнению при нагреве обладают субмикро- и нанокристаллические структуры трения, сформированные на поверхности низкоуглеродистых материалов: у карбонильного железа более высокая твердость структур трения по сравнению с твердостью закаленного недеформированного состояния сохраняется при нагреве до 600°С, у армко-железа – до 570°С, у стали – до 480°С, у стали 40 – до 470°С, у высокоуглеродистых сталей У8 и 20ХН3А (цементованной) – до 380-400°С (показано пунктирными линиями на рисунке 3).

Исследование эволюции при отпуске продолжительностью 1 ч нанокристаллической структуры, сформированной фрикционной обработкой в поверхностном слое стали 20 (рисунок 1б, в), показало, что размер кристаллитов не превышает 100 нм при нагреве до 350°С (рисунок 4а, б), а при температуре отпуска 450°С обнаружено формирование «бимодальных» структур (рисунок 4в, г), содержащих высокопрочные участки с нанокристаллической структурой и области с рекристаллизованными зернами субмикронных размеров.

Рисунок 3 – Влияние температуры отпуска (выдержка 1 ч) на микротвердость железа и сталей:

ЛО – лазерная обработка; ОЗ – объемная закалка; ОХ – обработка холодом при -196°С;

ФО – фрикционная обработка индентором из Al2Oа в д б г е Рисунок 4 – Нанокристаллическая структура, сохранившаяся после отпуска (выдержка 1 ч) при 350°С (а, б) и «бимодальные» структуры, сформировавшиеся после отпусков при 450°С (в, г) и 550°С (д, е) в поверхностном слое закаленной лазером стали 20, подвергнутой фрикционной обработке индентором из Al2O3:

а, в, д – светлопольные изображения; б, г, е – темнопольные изображения в рефлексе (110) Рисунок 4д, е свидетельствует, что «бимодальная» структура в упроченном фрикционной обработкой поверхностном слое стали 20 возникает и после отпуска при 550°С. Вследствие увеличения в рассматриваемой «бимодальной» структуре доли рекристаллизованных участков твердость упрочненного фрикционной обработкой слоя снижается от 6,1 ГПа до 2,8 ГПа при повышении температуры отпуска от 450 до 550°С (рисунок 3, сталь 20).

Важно отметить, что в сформированных в низкоуглеродистой стали «бимодальных» структурах отсутствует аномальный рост рекристаллизованных зерен, размер которых после нагрева до 450 и 550°С не превышает соответственно 0,2-0,4 и 0,6-0,8 мкм, тогда как в «бимодальных» структурах, возникающих при отжиге в сильнодеформированных чистых металлах, размер рекристаллизованных зерен может достигать нескольких микрон. Таким образом, важнейшей причиной повышенной теплостойкости деформированных фрикционной обработкой низкоуглеродистых сплавов железа является сохранение в поверхностном слое до температур 350-550°С структур субмикро- и нанометрических размеров, а также отсутствие аномального роста рекристаллизованных зерен при нагреве.

Проведением вакуумных отпусков различной продолжительности (от 10 до 12мин) установлено, что нанокристаллический слой, сформированный трением на поверхности закаленной эвтектоидной стали У8, обладает повышенным сопротивлением термическому разупрочнению по сравнению с недеформированной закаленной сталью при длительном (до 20 ч) нагреве при температурах 350, 450 и 550°С (рисунок 5).

Электронно-микроскопическими и рентгеновскими исследованиями показано, что это обусловлено не только сохранением до температур нагрева не менее 350°С повышенной дисперсности деформированной фазы даже при длительных (20 ч) выдержках (рисунок 6а), Рисунок 5 – Влияние продолжительности отпусков при 350, 450 и 550°С на микротвердость закаленной замедленным развитием в стали У8 в элекрополированном состоянии и после упрочненном поверхностном слое фрикционной обработки индентором из закаленной при длительном нагреве возврата стали У8 в аргоне неравновесных границ зерен и, повидимому, процессов выделения и роста карбидных частиц, но также отсутствием даже при продолжительных (20 ч) высокотемпературных (450 и 550°С) выдержках аномального роста рекристаллизованных зерен в сильнодеформированном слое (рисунок 6б, в).

а б в Рисунок 6 – Структура поверхностного слоя закаленной стали У8 после фрикционного нагружения индентором из закаленной стали У8 в среде аргона и последующих отпусков продолжительностью 20 часов при температурах 350°С (а), 450°С (б) и 550°С (в) Теплостойкость нанокристаллических структур, сформированных в углеродистых сталях при фрикционной обработке, может быть дополнительно повышена легированием сталей элементами замещения: при введении кремния (1,66-4,20 % Si) и хрома (0,68-1,06 % Cr) возрастает сопротивление разупрочнению подвергнутых фрикционной обработке сталей при температурах нагрева 400-600°С (рисунок 7). Это обусловлено тормозящим влиянием кремния и хрома на процессы возврата в -фазе и рост частиц цементита при нагреве поверхностных слоев, подвергнутых интенсивной пластической деформации трением.

а б Рисунок 7 – Влияние кремния (а) и хрома (б) на сопротивление термическому разупрочнению высокоуглеродистых (а) и среднеуглеродистых (б) сталей, подвергнутых фрикционной обработке Независимо от разницы в уровнях твердости (7,1-9,2 ГПа) исходных структурных состояний, сформированных в цементованной стали 20ХН3А различными термическими обработками, включающими закалку от 810°С в масле, обработку холодом при -196°С и низкотемпературный отпуск при 180°С, фрикционная обработка индентором из Al2O3 обеспечивает значительный рост теплостойкости цементованной поверхности (рисунок 3, сталь 20ХН3А).

В пятой главе изучено влияние наноструктурирующей фрикционной обработки твердосплавным индентором и последующих термических воздействий на микротвердость, трибологические характеристики в условиях трения скольжения и абразивного изнашивания, а также механические свойства при растяжении закаленной среднеуглеродистой стали.

Фрикционную обработку рабочей части (257 мм) плоских образцов толщиной 2,7 мм из закаленной стали 50 проводили с двух сторон при сканировании полусферическим индентором из твердого сплава ВК-8 (рисунок 8а).

а б в Рисунок 8 – Схема фрикционной обработки (а) и нанокристаллическая структура, сформированная в тонком поверхностном слое закаленной стали 50 при фрикционном воздействии (б, в) Исследование методами просвечивающей и высокоразрешающей сканирующей электронной микроскопии показало, что в результате фрикционной обработки закаленной стали 50 в тонком (~5 мкм) слое, примыкающем непосредственно к поверхности трения и претерпевшем наибольшую пластическую деформацию, происходит сильная фрагментация мартенситных кристаллов и формируется нанокристаллическая структура с размерами кристаллитов не более 100 нм (рисунок 8б, в).

Сильное диспергирование мартенситной структуры и развитие в тетрагональном неотпущенном мартенсите деформационного динамического старения обусловливают значительный рост твердости поверхности стали от 8 ГПа (у исходного закаленного состояния) до 10,711,0 ГПа (после деформирования трением).

Результаты исследования микротвердости и интегральной ширины рентгеновской линии (110) (отражающей величину Рисунок 9 - Изменение микротвердости Н и плотности дислокаций и микроискажений в ширины В рентгеновской линии (110) -фазе, а также степень тетрагональности фазы по глубине h поверхностного слоя мартенсита) упрочненного фрикционной закаленной cтали 50, подвергнутой обработкой поверхностного слоя фрикционной обработке закаленной cтали 50, полученные при послойном удалении металла методом электролитического полирования, показали, что максимальные уровни микротвердости и ширины линии (110) достигаются непосредственно на поверхности деформированной стали (рисунок 9). Наиболее интенсивное уменьшение указанных характеристик происходит в слое толщиной 3050 мкм, а дальнейшее снижение микротвердости по глубине поверхностного слоя носит более плавный характер. При этом общая толщина упрочненного слоя составляет 250 мкм (рисунок 9). Это обусловлено эффективным влиянием на упрочнение стали процессов деформационного динамического старения, которые в тетрагональном мартенсите развиваются даже при небольших степенях пластической деформации, реализуемых на значительном удалении от поверхности.

Методом наклонной рентгеновской съемки установлено, что в результате фрикционной обработки на поверхности стали 50 более чем в 2 раза (до =-4МПа) возрастает уровень благоприятных сжимающих остаточных напряжений.

Из таблицы 3 следует, что наноструктурирующая фрикционная обработка повышает сопротивление закаленной стали 50 абразивному изнашиванию кремнем и корундом соответственно в 1,7 и 1,3 раза вследствие ограничения на упрочненной поверхности процессов микрорезания. В условиях испытаний по более мягкому абразиву кремню (твердостью H10 ГПа) это приводит даже к смене преобладающего механизма изнашивания (от микрорезания к царапанию).

Таблица 3 – Влияние фрикционной обработки на интенсивность изнашивания стали 50 при испытаниях по закрепленному абразиву (кремень и корунд) и в условиях трения скольжения по пластине из стали 45 без смазки на воздухе и со смазкой (масло индустриальное И-30А) Интенсивность изнашивания Ih Обработка Абразивное изнашивание Трение скольжения по кремню по корунду без смазки со смазкой Закалка от 850°С в воде 1,5·10-6 2,9·10-6 0,6·10-7 2,1·10-Закалка + фрикционная обработка 0,9·10-6 2,3·10-6 0,2·10-7 1,0·10-Рост износостойкости в 1,7 раза в 1,3 раза в 3,0 раза в 2,1 раза Интенсивность адгезионного изнашивания при трении скольжения по стальной пластине без смазки снижается в результате фрикционной обработки в 3,раза (таблица 3) за счет ограничения процессов схватывания (рисунок 10а, б) Это создает условия для формирования на поверхности трения стали, подвергнутой фрикционной обработке, плотных окисных пленок (рисунок 10в), которые экранируют контактирующие поверхности и препятствует их адгезионному взаимодействию.

а б в Рисунок 10 - Поверхности изнашивания после испытаний на трение скольжения без смазки образцов из стали 50 после закалки (а) и последующей фрикционной обработки (б, в) При трении со смазкой (в условиях граничного трения, когда коэффициент трения составлял f=0,09 для закаленной стали и f=0,07 для поверхностно упрочненной стали) фрикционная обработка снижает интенсивность изнашивания в 2,1 раза (таблица 3) вследствие ограничения процессов пластического оттеснения.

Ограничение в результате фрикционной обработки процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения во многом определяется способностью поверхностных слоев стали сопротивляться пластическим деформациям, которую в работе оценивали методом микроиндентирования с записью диаграммы нагружения индентора Виккерса.

В таблице 4 приведены данные кинетического микроиндентирования и рассчитанные на их основе параметры Rе, HIT/E*, HIT3/E*2, характеризующие способность стали 50 сопротивляться механическому контактному воздействию.

Видно, что при фрикционной обработке возрастают удельная контактная твердость (отношение HIT/E*) и особенно существенно (в 2,9 раза) отношение HIT3/E*2, которое принято считать качественной сравнительной характеристикой сопротивления пластической деформации. Рост рассматриваемых отношений связан главным образом с повышением твердости вдавливания HIT, поскольку контактный модуль упругости E* почти не изменяется. В результате фрикционной обработки возрастает также упругое восстановление Re (таблица 4), характеризующее наряду с отношением HIT/E* упругую деформацию (долю упругой деформации) при индентировании и, соответственно, способность материала выдерживать более значительные механические нагрузки без остаточного формоизменения.

Таблица 4 - Результаты микроиндентирования образцов из стали 50 при максимальной нагрузке на индентор Виккерса 0,98 Н hmax, hp, HM, HIT, E*, Rе, HIT/E* HIT3/E*2, Состояние образца мкм мкм ГПа ГПа ГПа % ГПа Закалка 2,50 1,86 6,1 8,6 212 25,8 0,041 0,0Закалка + 2,20 1,46 7,9 12,4 218 33,8 0,057 0,0фрикционная обработка Закалка + отпуск 350°С 2,90 2,33 4,5 5,8 223 19,6 0,026 0,0Закалка + фрикционная обработка + 2,33 1,64 7,0 10,4 214 29,7 0,049 0,0отпуск 350°С Примечание: hmax – максимальная глубина вдавливания индентора; hp – остаточная глубина вдавливания индентора после снятия нагрузки; HM – твердость по Мартенсу;

HIT – твердость вдавливания; E* – контактный модуль упругости;

Rе – упругое восстановление (Rе=(hmax-hp)/hmax100%) Таким образом, по данным микроиндентирования, поверхность стали 50 после фрикционной обработки обладает более высокой стойкостью к механическому воздействию по сравнению с исходным закаленным состоянием, что проявляется в повышенной способности наноструктурированного слоя сопротивляться пластической деформации при контактном нагружении.

Упрочненная фрикционной обработкой закаленная сталь 50 и после нагрева до температур 100-600°С обладает повышенными уровнями микротвердости (рисунок 11а) и износостойкости (пониженными значениями интенсивностей изнашивания) при абразивном воздействии (рисунок 11б) и трении скольжения со смазкой (рисунок 11в). В условиях же сухого трения скольжения преимущество в износостойкости наноструктурированной поверхности по сравнению с недеформированным состоянием сохраняется лишь после нагрева до 350°С (рисунок 11г). После более высокого нагрева (до температур 400-600°С) вследствие интенсивного термического разупрочнения закаленной стали наблюдается ускоренное разрушение при адгезионном изнашивании градиентного поверхностного слоя, упрочненного фрикционной обработкой, по глубинным менее прочным слоям (когезионный отрыв материала).

а б в г Рисунок 11 – Влияние температуры отпуска Тотп (выдержка 1 ч) на микротвердость (а), интенсивность изнашивания Ih при абразивном воздействии кремнем (б) и трении скольжения по стальной пластине со смазкой (в) и без смазки (г) стали 50:

1 – закалка от 850°С в воде + отпуски; 2 – закалка + фрикционная обработка + отпуски В условиях испытаний на статическое растяжение фрикционная обработка не оказывает влияния на предел текучести 0,2, однако снижает предел прочности В (от 2130 до 1840 МПа) и равномерное удлинение Р (от 1,5 до 0,5 %) закаленной неотпущенной стали 50 вследствие дополнительного охрупчивающего воздействия фрикционной обработки, не изменяющей вид кривой нагружения стали.

В случае же более пластичной отожженной стали 20 (0,20 % С) фрикционная обработка не только повышает пределы прочности и текучести, но и изменяет сам вид кривой нагружения при испытаниях на растяжение. Это проявляется в исчезновении зуба текучести и уменьшении длины площадки текучести.

Отмеченное отрицательное влияние фрикционной обработки на прочностные и пластические свойства закаленной стали 50 может быть устранено проведением последующих отпусков при температурах более 200-300°С (рисунок 12).

На основании анализа установленных зависимостей механических свойств, микротвердости и износостойкости от температуры отпуска предложена комбинированная деформационно-термическая наноструктурирующая обработка закаленной конструкционной стали 50, включающая фрикционную обработку с оптимизированным отпуском при 350°С и обеспечивающая хороший комплекс износостойкости, прочности и пластичности. Проведением комбинированной обработки стали достигается повышение твердости (в 2 раза) и износостойкости при абразивном воздействии кремнем (в 2,5 раза) и трении (в 2,2-3,0 раза) при отсутствии снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью (таблица 5).

а б в Рисунок 12 – Влияние температуры отпуска Тотп (выдержка 1 ч) на механические свойства стали при статическом растяжении:

1 – закалка от 850°С в масле + отпуски; 2 – закалка + фрикционная обработка + отпуски; 0,2 – условный предел текучести; В – временное сопротивление разрыву; Р – равномерное удлинение Таблица 5 - Влияние комбинированной деформационно-термической обработки на микротвердость Н, интенсивность изнашивания Ih и механические свойства стали Интенсивность изнашивания Ih Механические свойства Состояние Н, Абразивное Трение Трение 0,2, в, Р, образца ГПа изнашивание без со МПа МПа % кремнем смазки смазкой Закалка + отпуск 350°С 4,7 3,5·10-6 2,8·10-7 5,4·10-9 1410 1570 2,Закалка + фрикционная обработка 9,6 1,4·10-6 1,3·10-7 1,8·10-9 1400 1560 2,+ отпуск 350°С Рост микротвердости и износостойкости в 2-3 раза Не изменились Данные таблицы 4 показывают, что комбинированная обработка, включающая закалку, наноструктурирующую фрикционную обработку и последующий отпуск при 350°С (выдержка 1 ч), обеспечивает по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью рост характеристик твердости НМ и HIT (в 1,6-1,раза), а также повышение параметров Rе (в 1,5 раза), HIT/E* (в 1,9 раза) и HIT3/E*2 (в 6,2 раза), отражающих рост стойкости стальной поверхности к формоизменению при механическом воздействии.

Важно отметить, что после проведения рассматриваемой комбинированной обработки, включающей окончательный часовой отпуск при температуре 350°С, на поверхности стали формируется высокодисперсная (нанокристаллическая) структура, поскольку наноструктура -фазы, возникшая в результате фрикционной обработки, сохраняется в закаленных углеродистых сталях после нагрева до 350°С (рисунок 4а, б), в том числе даже при длительных (до 20 ч) выдержках (рисунок 6а).

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ 1. На примере труднодеформируемой закаленной высокоуглеродистой кремнистой стали 80С4 показано, что последовательный процесс наноструктурирования поверхностного слоя при фрикционной обработке заключается во фрагментации мартенситной структуры в ходе скольжения и двойникования, образовании полосовых фрагментированных структур с неоднородной дислокационной субструктурой, формировании на начальном этапе ротационной деформации широких малоугловых дислокационных границ фрагментов и преобразовании в ходе дальнейших ротаций фрагментов их границ в тонкие большеугловые с уменьшением кристаллитов до размеров не более 20-50 нм.

2. Установлена возможность проведением наноструктурирующей фрикционной обработки существенного повышения сопротивления термическому разупрочнению закаленных лазером железа и углеродистых (0,20-0,83 % С) сталей, а также цементованной хромоникелевой стали 20ХН3А с различными исходными структурами. По мере уменьшения содержания углерода в сплавах до 0,003 % рост эффективности положительного влияния фрикционной обработки на теплостойкость возрастает. Это обусловлено не только повышением стабильности и устойчивости к термическому распаду дислокационных атмосфер при их меньшем насыщении углеродом, но и формированием в сильнодеформированном слое закаленных низкоуглеродистых сплавов после отпусков при 450-550°С «бимодальных» структур, состоящих из высокопрочных областей с нанокристаллическими структурами и участков из рекристаллизованных зерен феррита субмикронных размеров.

3. Установлено отсутствие аномального роста зерна даже при длительном (до 20 ч) нагреве до 450 и 550°С нанокристаллических слоев на поверхностях трения закаленной высокоуглеродистой стали У8. Наряду с сохранением в сильнодеформированном слое до температур не менее 350°С наноструктуры -фазы и замедлением развития возврата неравновесных границ зерен это обусловливает повышенную теплостойкость стали, подвергнутой фрикционной обработке, при продолжительном термическом воздействии.

4. Дополнительное легирование кремнием (1,66-4,20 % Si) и хромом (0,68-1,% Cr) повышает теплостойкость упрочненных фрикционной обработкой сталей при температурах нагрева 400-600°С вследствие тормозящего влияния кремния и хрома на процессы возврата в -фазе и рост частиц цементита при нагреве деформированных трением сталей.

5. Фрикционная обработка твердосплавным индентором, формирующая в тонком (~5 мкм) поверхностном слое закаленной конструкционной стали нанокристаллическую структуру с повышенными уровнями микротвердости (10,711,1 ГПа), сжимающих напряжений (=-430 МПа), теплостойкости и сопротивления механическому воздействию при общей глубине упроченного слоя 250 мкм, обеспечивает рост в 1,3-3,0 раза износостойкости стали в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, а также граничного трения за счет ограничения процессов микрорезания, схватывания и пластического оттеснения.

6. Упрочненная фрикционной обработкой закаленная среднеуглеродистая сталь 50 обладает повышенной износостойкостью при абразивном воздействии и трении скольжения со смазкой после нагрева до 600°С, а при сухом трении скольжения по стали - лишь при нагреве до 350°С, когда еще обеспечивается достаточная прочность основного металла и не происходит глубинного вырывания микрообъемов упрочненного поверхностного слоя.

7. Предложена комбинированная деформационно-термическая наноструктурирующая обработка закаленной конструкционной стали 50, включающая фрикционную обработку с оптимизированным отпуском при 350°С и обеспечивающая повышение твердости (в 2 раза), сопротивления поверхности пластической деформации и износостойкости при трении скольжения (в 2,2-3,раза) и абразивном воздействии (до 2,5 раз) при отсутствии снижения механических свойств (в том числе пластичности) по сравнению с закаленной и отпущенной при этой же температуре сталью.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих основных работах:

1. Макаров А.В., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю. Повышение микротвердости и теплостойкости низкоуглеродистых сплавов железа при наноструктурировании поверхности фрикционной обработкой // Деформация и разрушение материалов.

2010. № 5. С. 32–38. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ) 2. Макаров А.В, Саврай Р.А., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю. Сопротивление разупрочнению и изменение химического состава поверхности трения высокоуглеродистой стали при длительном нагреве в вакууме // Известия Челябинского научного центра. 2009. Вып. 2 (44). С. 22–27. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ) 3. Макаров А.В, Саврай Р.А., Малыгина И.Ю., Поздеева Н.А. Влияние упрочняющей фрикционной обработки на механические свойства и особенности деформирования при статическом и циклическом нагружении низкоуглеродистой стали // Физика и химия обработки материалов. 2009. № 1. С. 92–102. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ) 4. Makarov A.V., Savrai R.A., Pozdejeva N.A., Smirnov S.V., Vichuzhanin D.I., Korshunov L.G., Malygina I.Yu. Effect of hardening friction treatment with hard-alloy indenter on microstructure, mechanical properties, and deformation and fracture features of constructional steel under static and cyclic tension // Surface and Coatings Technology.

2010. Vol. 205. Is. 3. P. 841–852. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ) 5. Макаров А.В., Поздеева Н.А., Саврай Р.А., Юровских А.С., Малыгина И.Ю.

Влияние фрикционной и комбинированных деформационно-термических обработок на трибологические и механические свойства закаленной конструкционной стали // Известия Самарского научного центра Российской Академии Наук. 2011. Т. 13. № (3). С. 799–804. (Научная статья в рецензируемом издании из перечня ВАК РФ) 6. Макаров А.В., Малыгина И.Ю., Саврай Р.А., Поздеева Н.А., Осинцева А.Л.

Исследование термической стабильности нанокристаллического мартенсита поверхности трения закаленной высокоуглеродистой стали // Материалы III Международной школы «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения», Тольятти, 24-28 сентября, 2007.

Тольятти: ТГУ, 2007. С. 210–213.

7. Макаров А.В., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю. Теплостойкость нанокристалического мартенсита поверхностей трения сталей, упрочненных лазерной закалкой и цементацией // Материалы XLVII международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Нижний Новгород, 1-8 июля, 2008. Нижний Новгород, 2008. Часть 2. С. 107–110.

8. Поздеева Н.А., Макаров А.В., Малыгина И.Ю. Влияние дополнительного легирования кремнием, хромом и никелем на твердость и сопротивление термическому разупрочнению углеродистых сталей с поверхностным слоем, наноструктурированным методами фрикционной обработки // Труды 5-го Международного форума (10-й Международной конференции молодых ученых и студентов) «Актуальные проблемы современной науки»: Естественные науки. Части 1-3: Математика. Математическое моделирование. Механика. Самара: Изд-во СамГТУ, 2010. С. 168–172.

9. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Поздеева Н.А., Черненко Н.Л. Эволюция нанокристаллической структуры трения закаленной высокоуглеродистой стали при длительном нагреве // Сборник материалов XX Уральской школы металловедовтермистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Пермь, 1-5 февраля, 2010. Екатеринбург: Изд.-во УГТУ-УПИ, 2010. С. 48.

10. Макаров А.В., Юровских А.С., Поздеева Н.А. Электронномикроскопическое исследование формирования и эволюции при нагреве нанокристаллических структур на поверхностях трения закаленных сталей // Сборник материалов IV Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО2011», Москва, 1-4 марта, 2011 г. М: ИМЕТ РАН, 2011. С. 325.

11. Поздеева Н.А., Макаров А.В., Саврай Р.А., Юровских А.С., Малыгина И.Ю. Достижение высокого комплекса износостойкости, прочности и пластичности конструкционной стали комбинированной деформационно-термической обработкой // Сборник материалов XXI Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Магнитогорск, 6-10 февраля, 2012. Магнитогорск: Изд.-во Магнитогорск. гос. тех.

ун-та им. Г.И. Носова, 2012. С. 112–113.

Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО РАН Тир. 100 зак. объем 1 печ. л. 6084 1/620990, г. Екатеринбург, ул. С.Ковалевской,






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.