Диплом, курсовая, контрольная работа
Помощь в написании студенческих работ

Структурные и фазовые превращения в ряде сталей при статическом и динамическом режимах термической обработки

Диссертация: Структурные и фазовые превращения в ряде сталей при статическом и динамическом режимах термической обработки
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

В результате нагрева, изотермической выдержки и охлаждения в стали может быть реализован целый спектр превращений, приводящих к созданию аустенитной, ферритной, перлитной, бейнитной, мартенситной структур и их разнообразных сочетаний. За последние десятилетия, особенно после создания и развития методов электронной дифракционной микроскопии, достигнут существенный прогресс в понимании физических… Читать ещё >

Содержание

  • Введение в проблему
  • 1. Аттестация структуры и фазового состава материала исследования
    • 1. 1. Аустенитные стали (ГЦК кристаллическая решетка, у-фаза)
      • 1. 1. 1. Сталь 110Г
      • 1. 1. 2. Сталь XI8Н9 (AISI304)
      • 1. 1. 3. Сталь 12Х18Н10Т
    • 1. 2. Ферритные стали (ОЦК кристаллическая решетка, а-фаза)
      • 1. 2. 1. Армко-железо
      • 1. 2. 2. Сталь 7X17 (AISI 440А)
    • 1. 3. Перлитные стали
      • 1. 3. 1. Сталь 60. Пластинчатый перлит
      • 1. 3. 2. Сталь У7А. Глобулярный перлит
    • 1. 4. Чугун марки ВЧШГ
    • 1. 5. Стали, закаленные на мартенсит
      • 1. 5. 1. Кристаллическая решетка мартенсита
      • 1. 5. 2. Кристаллическая решетка а-мартенсита
      • 1. 5. 3. Ориентационные соотношения
      • 1. 5. 4. Габитусная плоскость
      • 1. 5. 5. Морфология кристаллов мартенсита
      • 1. 5. 6. Проблема поверхностного мартенсита
      • 1. 5. 7. Морфология пакета мартенсита
      • 1. 5. 8. Пластинчатый (двойниковый) мартенсит
      • 1. 5. 9. Пластинчатый высокотемпературный (дислокационный) мартенсит
      • 1. 5. 10. Углеродистые и сложнолегированные стали, закаленные по специальной технологии

Структурные и фазовые превращения в ряде сталей при статическом и динамическом режимах термической обработки (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

2.1. Формирование центров рекристаллизации в квазистатических 3 условиях обработки.55.

2.2. Высокоскоростная закалка из расплава: формирование центров рекристаллизации.58.

2.2.1. Стали, сдвиговое превращение в которых подавлено.60.

2.2.1а. Стали с ОЦК кристаллической решеткой.60.

2.2.16. Стали с ГЦК кристаллической решеткой.66.

2.2.2. Стали с полиморфным у, а превращением.71.

2.2.2а. Сталь У1 OA.72.

2.2.26. Сталь 45.76.

2.2.2b. Сталь У7А.77.

2.3. Кинетические аспекты изотермической рекристаллизации.78.

2.4. Формирование зеренного ансамбля в условиях фазовой рекристаллизации.79.

2.5. Первичная рекристаллизация в условиях высокоскоростной закалки расплава.85.

2.6. К вопросу о влиянии типа кристаллической решетки материала на процессы динамической рекристаллизации.89.

Заключение

91.

3. Структуры закалки. Статический и динамический режимы термической обработки.

Введение

92.

3.1. Роль температурного фактора в формировании мартенситной структуры. Статический режим термической обработки.93.

3.1.1. Морфология мартенсита.93.

3.1.1а. Морфология пакета.94.

3.1.16. Морфология кристаллов пластинчатого высокотемпературного мартенсита.98.

3.1.2. Морфологический анализ механизма формирования неоднородных пакетов.101.

3.1.3. Размеры пакетов, кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита.105.

3.1.4. Пространственная форма пакета и кристаллов мартенсита.108.

3.1.5. «Самоотпуск» стали.110 4.

3.1.6. Кривизна-кручение кристаллической решетки кристаллов мартенсита.114.

3.1,6а. Пакет мартенситных кристаллов. Дальнодействующие поля напряжений. 114 3.1.66. Пластинчатый высокотемпературный мартенсит.119.

3.1.7. Дефектная субструктура кристаллов мартенсита.121.

3.1.7а. Пакетный мартенсит.121.

3.1.76. Пластинчатый высокотемпературный мартенсит.122.

3.1.8. Дефектная субструктура и фазовый состав индивидуальных кристаллов мартенсита.123.

3.1.9. Распределение углерода в структуре закаленной стали.125.

3.2. Влияние размера зерна исходного аустенита на структурно-фазовое состояние мартенсита закалки.127.

3.2.1. Объемная закалка стали.128.

3.2.1а. Морфологический состав мартенсита.128.

3.2.16. Средние размеры кристаллов мартенсита и пакетов.130.

3.2.1 в. Влияние размера зерна на механизм зарождения мартенсита.131.

3.2.2. Поверхностная закалка стали в условиях жидкофазной кристаллизации.134.

3.3. Влияние скорости охлаждения на структуру закаленной стали.140.

3.3.1. Традиционные скорости охлаждения.141.

3.3.1а. Морфология, размеры и дефектная субструктура кристаллов мартенсита. 141.

3.3.16. «Самоотпуск» стали.143.

3.3.1b. Температурные интервалы образования мартенсита.145.

3.3.2. Высокие скорости охлаждения.148.

3.3.3. Сверхвысокие скорости нагрева и охлаждения. Влияние морфологии исходного мартенсита на структуру динамической термической обработки.151.

3.4. Роль упругих полей напряжений в формировании структуры закалки.161.

Заключение

166.

4. Изотермический отпуск закаленной среднеуглеродистой слаболегированной стали.

Введение

173.

4.1. Фазовый состав и дефектная субструктура закаленной стали.174.

4.1.1. Дефектная подсистема стали, закаленной на мартенсит.174 5.

4.1.2. Морфология карбидной фазы.176.

4.2. Карбидные превращения, протекающие в объеме кристаллов мартенсита в условиях изотермического отпуска стали.182.

4.2.1. Выделение частиц карбида железа.182.

4.2.1.1. Низкотемпературный отпуск.182.

4.2.1.2. Среднетемпературный отпуск.187.

4.2.1.2а. Отпуск при температуре 300 °C.188.

4.2.1.26. Отпуск при температуре 460 °C.194.

4.2.1.2 В. Отпуск при температуре 550 °C.199.

4.2.1.3. Высокотемпературный отпуск.202.

4.2.1.3а. Отпуск при температуре 600 °C.204.

4.2.1.36. Отпуск при температуре 650 °C.206.

4.2.1.4. Общие тенденции процесса образования частиц карбида железа при изотермическом отпуске.210.

4.2.1.4а. Изохронный отпуск стали в температурном интервале 200−690 °С.210.

4.2.1.46. Изотермический отпуск стали в температурном интервале 200−650 °С.215.

4.2.2. Выделение частиц специальных карбидов.219.

4.3. Карбидные превращения на внутрифазных границах в условиях изотермического отпуска.229.

4.4. Взаимопревращение карбидных фаз при высокотемпературном отпуске.239.

4.5. Анализ кинетики роста частиц карбидной фазы.240.

4.6. Анализ кинетики изотермического распада твердого раствора.244.

4.7. Эволюция дефектной субструктуры в условиях изотермического отпуска стали.250.

4.7.1. Эволюция дислокационной субструктуры при низкотемпературном отпуске.254.

4.7.2. Эволюция дислокационной субструктуры при среднетемпературном отпуске.256.

4.7.3. Эволюция дислокационной субструктуры при высокотемпературном отпуске.260.

4.8. Энергия активации процессов, протекающих в стали при изотермическом 6 отпуске.265.

Заключение

268.

5. Структура динамической кристаллизации отожженных углеродистых сталей и чугуна.

Введение

271.

5.1. Стали с глобулярным цементитом.273.

5.1.1. Структурно-фазовые превращения в приповерхностном слое расплава.273.

5.1.1а. Материал и методика проведения эксперимента.273.

5.1.16. Оценки параметров теплового режима обработки.274.

5.1.1.в. Структура динамической кристаллизации расплава. Изохронный режим воздействия НСЭП.276.

5.1. 1 г. Структура динамической кристаллизации расплава высокоэнергетическим сильноточным электронным пучком.282.

5.1.2. Фазовые превращения вблизи дна ванны расплава.290.

5.1.2а. Растворение глобул микронного размера.291.

5.1.26. Растворение частиц субмикронных размеров. «Классический» вариант структурообразования.292.

5.1.2 В. Растворение частиц субмикронного размера. Формирование поверхностного мартенсита.294.

5.2. Сталь со структурой пластинчатого перлита.298.

5.2.1. Разрушение перлитной структуры в условиях плавления стали.300.

5.2.1а. Начальная стадия высокоскоростного плавления.300.

5.2.16. Структуры кристаллизации объемного слоя расплава.306.

5.2.2. Твердофазное превращение перлита.310.

5.3. Морфологически многофазная структура.315.

Заключение

320.

6. Структура динамической кристаллизации легированных сталей.

Введение

326.

6.1. Высокохромистые стали.328.

6.1.1. Структуры, формирующиеся при жидкофазном растворении глобулярного карбида типа М2зС6.328 8.

ВВЕДЕНИЕ

В ПРОБЛЕМУ.

Одним из наиболее эффективных направлений улучшения прочностных свойств конструкционных материалов, в том числе и сталей, является разработка оптимальных режимов термического воздействия. Это дает возможность, с одной стороны, получать изделия с определенными заданными свойствами, отвечающими эксплуатационным требованиям, с другой стороны, прогнозировать изменение свойств деталей и конструкций в процессе изготовления и эксплуатации. Подобрать необходимые режимы термической обработки практически невозможно без детального изучения микроструктуры материала, в понятие которой в настоящее время включают фазовый состав, морфологию, распределение фаз и их количественное соотношениевеличину зерна, степень разнозернистости и вид текстурысостояние внутрифазных и межфазных границ раздела, дислокационной субструктуры и других видов дефектовстроение твердого раствора материала.

В результате нагрева, изотермической выдержки и охлаждения в стали может быть реализован целый спектр превращений, приводящих к созданию аустенитной, ферритной, перлитной, бейнитной, мартенситной структур и их разнообразных сочетаний [1−13]. За последние десятилетия, особенно после создания и развития методов электронной дифракционной микроскопии, достигнут существенный прогресс в понимании физических процессов, протекающих при этом. В работах целого ряда исследователей — российских: Курдюмов, Садовский, Штремель, Счастливцев, Утев-ский, Рыбин, Лысак, Петров, Сагарадзе, Изотов, Усиков, Спасский, Гриднев, Гаври-люк, Мешков, Тушинский и зарубежных — Краус, Мадер, Томас, Вокаса, Вайман, Пи-керинг проведено детальное изучение кристаллогеометрии [14−46], морфологии [1, 2, 14−20, 32, 33, 35, 37, 38, 47] и дефектности структуры [20, 33, 34, 39, 43−46] продуктов полиморфного превращения стали. Выявлены факторы, приводящие к образованию в стали того или иного типа структуры [16, 20,30, 31,43], рассмотрены вопросы о влиянии термической обработки на ее параметры [12, 21, 33, 36, 48−52].

Несмотря на впечатляющие успехи физики стали, применение современных методов исследования, либо прогрессивных способов обработки, привело к обнаружению новых элементов микроструктуры. Так, в ряде работ (Рыбин, Андреев, Штре9 мель, Бернштейн, Лесли, Борланд, Эдмонде, Бадеши) было выявлено существование в широко применяемых в промышленности низкои среднеуглеродистых легированных сталях новой морфологической разновидности мартенсита — пластинчатого высокотемпературного (дислокационного) мартенсита [26, 39, 50−53]. Проведенный литературный поиск показал, что к моменту постановки задачи настоящей работы практически отсутствовали исследования морфологии и кристаллогеометрии данного морфологического типа мартенсита, его дефектной субструктуры и фазового состава, не было сведений о влиянии химического состава стали и режимов термической обработки на параметры структуры пластинчатого высокотемпературного мартенсита.

Особняком стоит вопрос о морфологии, кристаллогеометрии и дефектной субструктуре так называемого поверхностного мартенсита [4, 12]. Впервые он был обнаружен в сплаве Н30 и нержавеющей стали 18−8, приготовленных для электронно-микроскопических исследований методом тонких фольг [56, 57]. Предполагается [4, 56, 57], что появление поверхностного мартенсита обусловлено спецификой распределения упругих полей напряжений на поверхности и в глубине массивного образца. Разработка лучевых технологий (электронные пучки, мощные ионные пучки и лазерное воздействие), модифицирующих прежде всего приповерхностные слои изделия, выдвинула вопрос о структурно-фазовом состоянии поверхностного мартенсита в разряд актуальных, требующих планомерного и всестороннего исследования.

Конструкционные стали весьма часто подвергаются различным режимам отпуска, способствующим созданию материала с определенным комплексом физико-механических свойств. Для выяснения природы процессов, протекающих при отпуске закаленной стали, необходимо изучить изменение фазового состава, кристаллической структуры и дефектности фаз, составляющих микроструктуру материала. Отсутствие непосредственных данных по этим вопросам приводит часто к противоречивым толкованиям причин изменения физико-механических свойств стали. В связи с этим, наряду с изучением структуры закаленной стали, проведено немало исследований процессов, протекающих при ее отпуске. В работах отечественных (Усиков, Курдюмов, Утевский, Бернштейн, Капуткина, Счастливцев, Гольдштейн, Белоус, Установщиков, Изотов) и зарубежных (Хоникомб, Пикеринг, Ирани, Рейнор) авторов рассмотрены процессы карбидообразования [1, 7, 9, 10, 13, 58−100], изменения дислокационной.

10 субструктуры [1, 4, 5, 12, 13, 58] и рекристаллизации мартенсита закалки [12, 13, 50], распада остаточного аустенита [1,7, 12, 13, 29, 49, 59, 65, 75]. Однако следует отметить, что не во всем интервале температур отпуска исследования эволюции дефектной структуры и фазового состава закаленной стали проведены в должной степени. Это связано с тем, что в интервале температур отпуска 300−550 °С в большинстве сталей развивается явление отпускной хрупкоститермическая обработка закаленной стали при данных температурах не рекомендуется и, следовательно, вопрос о структурно-фазовых превращениях изучен сравнительно слабо.

В последние десятилетия благодаря достижениям в области физики генерации высоких плотностей энергии интенсивно развиваются новые методы поверхностной модификации металлических материалов, основанные на применении концентрированных потоков энергии (КПЭ). К их числу относятся интенсивные импульсные лазерные, электронные и ионные пучки, а также потоки импульсной плазмы [101−107]. При воздействии КПЭ реализуются сверхбыстрые нагрев, плавление, испарение и затвердевание материала, генерируются волны напряжений и/или ударные волны [101 103, 107−111]. В совокупности эти процессы позволяют формировать в поверхностных слоях аморфные и нанокристаллические структуры, создавать сплавы из несме-шиваемых элементов и т. д. [112−117]. Столь существенные изменения структурно-фазового состояния поверхностных слоев приводят к улучшению физико-химических и прочностных свойств материала, недостижимому при традиционных методах поверхностной обработки [118−150]. Поэтому указанные методы модификации материалов составляют одно из перспективных направлений физики металлов и сплавов.

По своей сути термическое воздействие КПЭ на материалы можно сопоставить с весьма часто реализуемым видом термической обработки, называемым закалкой. Под закалкой принято понимать особый вид термической обработки, состоящий в нагреве металла или сплава выше температуры превращения с последующим достаточно быстрым охлаждением. В классификации, предложенной А. П. Гуляевым [152], в зависимости от температуры обработки, выделены три основных вида закалки (рис.В.1): I — закалка с использованием переменной растворимости (в случае сталейзакалка без использования полиморфного превращения). Цель данной термической обработки — получение пересыщенного твердого раствора. Последующее старение.

11 вызывает его распад, обеспечивая дисперсионное твердение материала. IIзакалка с использованием полиморфного превращения (возможно много вариантов структурного состояния материала, задаваемого, к примеру, варьированием скорости охлаждения). III — закалка из жидкого состояния (позволяет, в зависимости от скорости охлаждения и исходного структурно-фазового состояния материала, зафиксировать сверхмелкое зерно, пересыщенные твердые растворы, метастабильные промежуточные фазы, металлические стекла, квазикристаллические фазы [153]). В большинстве случаев при обработке материалов КПЭ реализуется третий вид закалки — закалка из жидкого состояния. При этом характерной особенностью.

О ТА данного воздействия являются сверхвысокие (10−10 К/с) скорости нагрева и весьма.

— 6 3 малые (10 -10″ с) времена воздействия высоких температур. Далее такой способ термического воздействия мы будем называть динамическим (динамический способ термической обработки), подразумевая под этим реализующиеся в неразрывной цепочке сверхвысокие скорости нагрева, сверхмалые времена термического воздействия и сверхвысокие скорости охлаждения.

Большинство работ, в том числе и монографий, анализирующих термический метод модификации поверхностных слоев неорганических материалов в динамическом режиме воздействия, посвящено (это отразилось и на кратком обзоре [101−150], приведенном в настоящей работе) лазерному способу обработки. Особенностью этих работ является то, что воздействие лазерного излучения осуществляется, как правило, в двух крайних режимах: в режиме модулированной добротности (короткоимпульс-ное воздействие) и в режиме свободной генерации (квазинепрерывный пучок). В первом случае генерируется световой поток сравнительно высокой интенсивности (~108 10 2.

— 1(Г Вт/см) и малой длительности (наносекунды). В материале формируется ударная волнатепловое воздействие является поверхностнымобработка материала мо.

Рис.В.1. Основные виды закалки (схема): I — закалка с использованием переменной растворимости, II — закалка с использованием полиморфного превращения, III — закалка из жидкого состояния [152].

12 жет быть отнесена к разряду механических [103, 110, 150]. Лазерное воздействие в режиме свободной генерации осуществляется при значительно меньших интенсивно.

4 7 2 стях потока (-10″ - 10' Вт/см) и большем времени воздействия (от микродо единиц секунд). При этом фиксируется исключительно тепловое воздействие, простирающееся на глубину в несколько сотен микрометров.

Исключительно гибким (по сравнению с лазерным, как наиболее распространенным) поверхностным источником динамического термического воздействия на материалы являются интенсивные импульсные электронные пучки (ИЭП) [104, 105, 107]. Основное преимущество данного способа обработки состоит в возможности весьма широкого варьирования (изменяя энергию электронов) глубины проникновения электронов в материал и, соответственно, динамики тепловых полей и параметров волны напряжений. Возможность изменения в широких пределах плотности энергии, длительности импульса и энергии электронов в сочетании с практически полным поглощением электронов и объемным характером выделения энергии делают ИЭП уникальным и высокоэффективным инструментом как для исследований физики формирования неравновесных структурно-фазовых состояний в твердом теле, так и для целенаправленной модификации структуры и свойств металлических материалов с целью улучшения эксплуатационных характеристик изделий.

Первые структурные исследования металлов, облученных ИЭП, были выполнены томской школой металлофизиков и материаловедов в середине 70-х годов при изучении физики вакуумных разрядов [154, 155]. В этих экспериментах были обнаружены пластическая деформация, эффекты высокоскоростного нагружения и отжига поверхностных слоев, что указывало на возможность использования ИЭП для модификации поверхностных слоев металлических материалов. В 80-х годах был выполнен цикл исследовательских работ, связанных с воздействием электронных пучков на неорганические материалы, Демидовым (Институт атомной энергии им. Курчатова) [156−158] и Фольштадтом (Национальные Лаборатории Сандия, США) [159, 160]. Данные работы были посвящены либо изучению возможности аморфизации и поверхностного упрочнения, либо чисто структурным исследованиям. В связи с этим многие важные закономерности и механизмы формирования зоны воздействия и их взаимосвязь с параметрами пучка оставались невыясненными. Незначительные успе.

13 хи в реализации потенциальных возможностей ИЭП для решения фундаментальных и прикладных проблем были обусловлены, в основном, недостатком разнообразных по параметрам источников ИЭП, позволяющих моделировать различные условия формирования зоны воздействия пучка и приемлемых для практического использования. Именно по этой причине до недавнего времени практически отсутствовали работы по воздействию на металлические материалы низкоэнергетических (10−30 кэВ) ИЭП 6 8 длительностью 10″ -10″ с, несмотря на очевидную перспективность таких пучков для обработки тонких поверхностных слоев.

В 80-х — 90-х годах в ИСЭ СО АН СССР (РАН) были созданы источники, позволяющие изменять в широком диапазоне (средняя энергия 7−25 кэВ, длительность гу импульса 0,05−450 мкс, плотность энергии 1−80 Дж/см) параметры пучка электронов [161−163]. Использование их в качестве средства модификации металлов и сплавов привело к существенному увеличению коррозионной стойкости, износостойкости и микротвердости поверхностных слоев неорганических материалов, в том числе и стали [164−175]. Однако физическая сущность многих процессов, протекающих при воздействии таких пучков на неорганические материалы, не раскрыта. Это связано, главным образом, с отсутствием систематических экспериментальных исследований эволюции фазового состава и микроструктуры облученных образцов в широком диапазоне параметров пучка и материалов исследования.

Целью настоящих исследований, исходя из изложенных выше фактов, является последовательное изучение структурных и фазовых превращений, протекающих в сталях, подвергнутых традиционным (печная, объемная, обработка) и нетрадиционным (интенсивный электронный пучок) методам термического воздействия. Первый способ обработки был отнесен к статическому методу воздействия, второй — к динамическому. Деление на статический и динамический способы обработки, как отмечалось выше, производилось по времени термического воздействия на обрабатываемый материал. Так, время печного нагрева составляет ~103 с и более, импульсного интен.

5 7 сивного электронного пучка ~10″ -10″ с. Варьирование в столь широких пределах времени термического воздействия предоставляет уникальные возможности для изучения фундаментальных аспектов процесса кристаллического роста из жидкой и твердой фаз в условиях дефицита времени.

Для достижения поставленной цели в работе решали следующие задачи.

1. Анализировали влияние химического состава, скорости нагрева, времени и температуры изотермической выдержки, размера зерна исходного аустенита и скорости охлаждения на морфологический и фазовый состав продуктов закалки ряда сталей.

2. Исследовали механизмы и кинетику распада твердого раствора, кинетику роста и взаимопревращения частиц карбидной фазы, эволюцию дефектной подсистемы закаленной среднеуглеродистой слаболегированной стали в процессе закалки и в условиях изотермического отпуска в широком температурно-временном интервале.

3. Анализировали физическую природу влияния исходной структуры материала на продукты жидкофазной кристаллизации в условиях непрерывного высокоскоростного нагрева и охлаждения.

4. Изучали механизмы формирования центров рекристаллизации стали в условиях динамической термической обработки.

5. Исследовали механизмы и закономерности растворения глобулярных включений второй фазы и последующей кристаллизации расплава материалов, подвергнутых высокоскоростным нагреву и охлаждению.

6. Изучали процессы, протекающие при жидкофазном растворении цементита перлитных колоний и анализировали механизмы последующей кристаллизации расплава.

Содержание диссертационной работы.

Работа состои т из введения в проблему, шести глав, выводов и списка литературы.

Первая глава диссертации посвящена анализу результатов, полученных при аттестации фазового состава и дефектной субструктуры материалов, выбранных в качестве объектов исследования. Продемонстрирован широкий спектр реализованных в них состояний, различающихся:

— типом (ГЦК-, ОЦКи ГПУ-) кристаллической решетки матрицы;

— степенью дисперсности кристаллитов (от макродо микросостояния) основной фазы;

— морфологией (поликристалл, тонкопластинчатые эвтектоидные структуры (перлит), пластинчатые структуры разной морфологии и размеров (мартенсит), структуры, содержащие включения второй фазы разных (от 0,01 до 1 мкм) размеров) организации матрицы.

Особое вниманием уделено анализу структуры и фазового состава мартенсита, формирующегося при объемной закалке безуглеродистых и углеродистых слабои среднелегированных сталей. Показано, что в низкоуглеродистых слаболегированных сталях морфология пакета мартенсита определенным образом зависит от относительного содержания в материале углерода и легирующих элементов. Экспериментально обосновано формирование при закалке низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталей пластинчатого высокотемпературного мартенсита, температура начала образования (Мн) которого выше Мн пакетного мартенсита. Впервые выявлена функциональная зависимость, связывающая относительное количество пластинчатого высокотемпературного мартенсита с концентрацией углерода в стали.

Во второй главе анализируются механизмы динамической рекристаллизации стали. Условия динамической рекристаллизации моделировали путем обработки материала сильноточными электронными пучками. Сверхвысокие скорости охлаждения из состояния расплава способствовали, с одной стороны созданию термических полей напряжений, деформирующих приповерхностные слои образца, с другой, позволяли с максимально допустимой возможностью фиксировать различные стадии протекания процесса динамической рекристаллизации путем варьирования скорости охлаждения. Структуры динамической рекристаллизации анализировали в зависимости от величины энергии дефекта упаковки, используя сплавы с ОЦК и ГЦК кристаллическими решетками. Отдельным вопросом были рассмотрены структуры динамической рекристаллизации, формирующиеся в сплавах с полиморфным превращением.

В третьей главе исследуется влияние режима закалки стали на морфологию мартенситной, аустенитной и карбидной фаз. Рассматривается роль температурного фактора в формировании зеренной и внутризеренной структуры. Обсуждается влияние размера зерна исходного аустенита, а также скорости охлаждения на морфологию, средние размеры, дефектную субструктуру кристаллов мартенсита и частиц карбидной фазы. Детально, на широком наборе сталей, анализируются структуры закал.

16 ки, формирующиеся в зернах аустенита субмикронных размеров, образовавшихся в условиях электронно-лучевой обработки материала. Обсуждается проблема полей напряжений, возникающих при динамических режимах термической обработки стали и структуры закалки, вызванные ими.

В четвертой главе анализируются результаты, полученные при исследовании процессов, протекающих в карбидной и дефектной подсистемах при отпуске предварительно закаленной стали типа Э8ХНЗМФА. Отпуск стали осуществляли в температурном интервале 200−690 °С в течение 0,3−100 часов. Карбидные превращения изучали с точки зрения химического состава (карбид железа и карбиды, образованные легирующими карбидообразующими элементами), места образования и роста (объем кристаллов мартенсита и внутрифазные границы), механизма выделения («старение» и «на-месте»). Исследовали взаимные превращения частиц карбидных фаз и их перераспределение в рамках дефектной подсистемы материала. Детально изучали процессы релаксации дислокационной субструктуры закаленной стали, рассматривали роль дислокаций в карбидных превращениях. Используя результаты количественного анализа, провели, применив метод сечений, оценки энергии активации процессов, протекающих при структурно-фазовых превращениях стали. Данные сведения позволили выявить механизмы, контролирующие выделение частиц карбидных фаз и релаксацию дефектной подсистемы стали.

Пятая и шестая главы посвящены исследованию физической природы процессов, протекающих при высокоскоростном жидкофазном растворении частиц карбидных фаз и последующей кристаллизации расплава. Рассматривается влияние морфологии, размеров, химического состава, состояния ферритной и аустенитной матриц на образующуюся структуру. Анализируются возможные механизмы, приводящие к созданию структуры ячеистой кристаллизации расплава.

В заключение в диссертации приводятся основные выводы, полученные в работе.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Совокупность экспериментальных фактов, доказывающих образование при закалке низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталей еще одной морфологической разновидности мартенсита — пластинчатого высокотемпературного.

2. Результаты экспериментальных исследований морфологии, дефектной субструктуры, дальнодействующих полей напряжений, состояния карбидной фазы, температуры образования кристаллов пластинчатого высокотемпературного мартенсита.

3. Закономерности карбидных превращений и эволюции дефектной субструктуры низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталей в условиях отпуска в широком температурно-временном интервале.

4. Экспериментальные результаты, доказывающие влияние морфологии мартенсита на процессы высокоскоростного плавления и кристаллизации среднеуглеродистых слаболегированных сталей.

5. Явление стабилизации аустенита в углеродистых сталях, связанное с формированием зерен субмикронных размеров.

6. Результаты исследования механизмов образования центров динамической рекристаллизации, формирующихся при высокоскоростной закалке феррит-ных и аустенитных сталей.

7. Закономерности структурои фазообразования, реализующиеся в условиях высокоскоростного плавления-кристаллизации перлитных сталей и сталей с субмикронными частицами карбидной фазы глобулярной морфологии.

Считаю своим приятным долгом выразить глубокую признательность научным консультантам — профессору Э. В. Козлову и профессору В. В. Лопатину за стимулирующее участие в обсуждении результатовпрофессору Н. А. Коневой, заведующему лабораторией электронной микроскопии ТГАСУ, и ее сотрудникампреподавателям кафедры физики ТГАСУсотрудникам лаборатории вакуумной электроники ИСЭ СО РАН за помощь в проведении экспериментов и моральную поддержку в трудные моменты научной жизни.

ВЫВОДЫ.

1. На основе полученного комплекса экспериментальных данных выполнен анализ влияния концентрации углерода на морфологию, дефектную субструктуру и фазовый состав мартенсита объемной закалки. Продемонстрировано формирование в низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталях пакетного мартенсита, пластинчатого высокотемпературного мартенсита и кристаллитов мартенсита неопределенной огранки. Установлена область концентрации углерода (0,25−0,55 вес.%), в пределах которой в слаболегированных сталях наряду с пакетным мартенситом образуется пластинчатый высокотемпературный мартенсит. Систематизировано влияние относительного содержания углерода на морфологию пакета мартенсита.

2. На примере стали 38ХНЭМФА показано, что повышение температуры аусте-низации низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталей в интервале 820 -1200°С приводит к следующей эволюции морфологии мартенсита закалки: пакеты (блочные и однородные) и пластины => однородные пакеты и пластины => => неоднородные пакеты, пластины и неоднородные фрагментированные пакеты => => в основном неоднородные фрагментированные пакеты.

3. Установлено, что «самоотпуск» низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталей может протекать по механизму непрерывного распада пересыщенного твердого раствора на основе а-железа с выделением в объеме кристаллов мартенсита частиц игольчатой морфологии и по прерывистому механизму, сопровождающемуся образованием частиц карбида железа вдоль границ кристаллов мартенсита. На примере стали 38ХНЗМФА выявлены температурные интервалы аустенизации, после закалки из которых реализуются вышерассмотренные механизмы. Показано, что возможной причиной снижения стабильности остаточного аустенита является некоторое «структурное» обезуглероживание стали при аустенизации вследствие выхода углерода и других легирующих элементов из твердого раствора в частицы специального карбида типа М2зСб.

4. В единой цепочке проведен сравнительный количественный анализ дефектной субструктуры и фазового состава кристаллов пакетного мартенсита и пластинчатого высокотемпературного мартенсита. Показано, что с увеличением поперечных размеров кристаллов мартенсита уменьшаются величина скалярной и избыточной.

375 плотности дислокаций, увеличиваются средние размеры и объемная доля частиц цементита «самоотпуска», расположенных в объеме кристаллов.

5. Проведены исследования дальнодействующих полей напряжений путем анализа морфологии изгибных экстинкционных контуров в закаленных низкои средне-углеродистых слаболегированных сталях. Показано, что большинстве случаев вектор изгиба кристаллической решетки кристаллов пакетного мартенсита направлен перпендикулярно продольной оси пакета. Компенсация дальнодействующих полей напряжений кристаллов пакетного мартенсита осуществляется в объеме пакета путем соответствующей подстройки полей напряжений соседних кристаллов (в случае однородных пакетов) или групп кристаллов (для блочных пакетов). Поля напряжений в кристаллах высокотемпературного пластинчатого мартенсита имеют компоненты изгиба-кручения и носят ярко выраженный градиентный характер. Наиболее напряженными являются приграничные области пластин. Выявлены структурные механизмы частичной компенсации дальнодействующих полей напряжений, возникающих в стали при формировании пластинчатого высокотемпературного мартенсита.

6. Разработана методика, позволяющая проводить оценку температуры формирования конкретных кристаллов мартенсита. Использование данной методики позволило выявить многоступенчатый характер мартенситного превращения в низкои среднеуглеродистых слаболегированных сталях и впервые оценить температуры образования кристаллов мартенсита различной морфологии. Показано, что одной из причин многоступенчатого механизма мартенситного у => а превращения низко — и среднеуглеродистых слаболегированных сталей может быть перераспределение углерода на фронте растущего кристалла мартенсита.

7. Методами электронной микроскопии малых (4−5 тыс. крат) увеличений на стали 38ХНЭМФА проведены исследования морфологии мартенситной структуры полного объема зерен, размеры которых изменялись в интервале (5 — 65) мкм. На основании полученных результатов высказано предположение о существовании эффекта размерной стабилизации аустенита в слаболегированных низкои среднеуглеродистых сталях, косвенно подтвержденное в экспериментах по высокоскоростной закалке стали 45 из жидкого состояния (температура расплава ~1900 К, время жизни расплава ~0,75−3 мксразмер зерен < 0,4−0,5 мкм).

8. Изучена кинетика распада твердого раствора, кинетика роста частиц карбидной фазы и кинетика релаксации дефектной субструктуры и дальнодействующих полей напряжений при отпуске стали 38ХНЭМФА. Получены уравнения роста частиц. Проведены оценки энергии активации процессов карбидообразования и релаксации дефектной субструктуры стали. Проанализировано влияние морфологии мартенсита на процессы распада твердого раствора и релаксацию дефектной субструктуры. Показано, что в пакетном мартенсите расслоение стали по углероду и карбидообразующим элементам с выходом их на границы, а также снижение степени дефектности кристаллов происходит заметно быстрее, чем в пластинчатом высокотемпературном мартенсите. Данные различия обусловлены существенной разницей в поперечных размерах кристаллов мартенсита и степенью протекания в них при закалке процесса «самоотпуска».

9. Показано, что при времени жизни расплава ~0,4 мкс (температура расплава ~1900К) высокоскоростные плавление и кристаллизация приводят к частичному восстановлению морфологии структуры предварительно закаленной на мартенсит стали. На примере стали 45 исследовано влияние морфологии исходного мартенсита на формирующуюся при высокоскоростном охлаждении структуру. Причиной частичного восстановления морфологии структуры исходного состояния при кристаллизации расплава является присутствие внутри и на границах кристаллов мартенсита частиц цементита «самоотпуска».

10. Обнаружено мартенситное у е превращение, протекающее в тонких приповерхностных слоях при высокоскоростной кристаллизации и последующем охлаждении сталей 45,70X17, Р6М5 и чугуна.

11. Показано, что высокоскоростная закалка из состояния расплава приводит к динамической перестройке дефектной субструктуры ферритных и аустенитных сталей. Степень развития данного процесса определяется величиной энергии дефекта упаковки (уду). Исследован механизм формирования центров динамической рекристаллизации стали. Установлено, что независимо от типа кристаллической решетки при относительно низкой (15−20 мДж/м2) величине уд.у. реализуется механизм парной коалесценции субзерен, при средних значениях уд у.

35−40 мДж/м) — механизм множественной коалесценции субзерен, при еще более высоких значениях уд у динамиче.

377 екая рекристаллизация стали протекает путем миграции локальных участков больше-угловой границы зерен.

12. Изучена кинетика жидкофазного растворения субмикронных частиц цементита и специальных карбидов типа МгзСб, М6С и WC глобулярной морфологии в режиме высокоскоростного нагрева (~109 К/с перед началом плавления) и охлаждения (-4−109 К/с на фронте кристаллизации) поверхности низкоэнергетическим сильноточл ным электронным пучком (20 кэВ, 0,5 кА/см, 2,5 мкс) и исследованы структуры, формирующиеся при последующей кристаллизации. Показано, что при времени существования расплава -0,75-Ю^с жидкофазное растворение частиц осуществляется по механизму «на месте" — при ~(5,75 и 6,25)-10'6с фиксируется объемное растворение глобулв объеме материала, прилегающем к глобулярной частице, формируется на-норазмерная структура ячеистой и дендритоподобной кристаллизации, соответственнопри ~(7−7,5)-10» 6с и более — плавление глобул и последующая выравнивающая диффузия углерода приводят к повсеместному мартенситному у-«а превращению.

13. Методом высокоскоростных плавления и кристаллизации исследована микроструктура, формирующаяся в результате плавления частиц глобулярного цементита в области дна ванны расплава. Установлено, что на ранней стадии растворения глобул кристаллизация расплава протекает путем образования эвтектики пластинчатой морфологии. На более поздней стадии непосредственно вокруг зоны эвтектической кристаллизации формируется область зерен аустенита микронных размеров, закаливающихся с образованием кристаллов мартенсита. Количество последних увеличивается по мере удаления от зоны расплава. Подавление ячеистой кристаллизации зоны контактного плавления указывает на определяющую роль в данном процессе скорости кристаллизации.

14. Путем использования методики высокоскоростных плавления и кристаллизации выявлено несколько этапов развития перлито — аустенитного превращения, различающихся степенью растворения пластин цементита. Обнаружены принципиальные различия в протекании перлито — аустенитного превращения внутри колонии перлита и в ее торцах.

Заключение

.

1. Исследована кинетика жидкофазного растворения частиц карбида типа М23С6 субмикронных размеров. Показано, что при малых временах существования с л расплава tm = 0,75−10 с (плотность энергии пучка электронов Eg ~ 2,7 Дж/см) в результате преимущественного ухода атомов углерода, наблюдается превращение частиц по механизму «на месте», протекающее по реакции:

М2зС6 —М23С6 + Сг3С2. Последующая высокоскоростная закалка приводит к образованию в объеме зерна а-фазы, окружающем глобулу, наноразмерных частиц карбида Сг3С2- на примыкающих к глобуле границах зерна а-фазы — протяженных прослоек карбида Сг3С2.

При tm — 3,5−7,9 мкс (Es ~ 5−27 Дж/см) жидкофазное растворение глобул приводит к ячеистой кристаллизации расплава с формированием наноразмерных ячеек а-фазы, разделенных прослойками аморфной (tm =3,5 мкс), либо кристаллической (tm -7,5−7,9 мкс) фаз. Кристаллизация прослоек протекает с образованием карбидных фаз на основе железа (Fe^Cg) и хрома (Сг3С2). Схематически эволюция структуры стали в.

370 процессе жидкофазного растворения частиц карбида М2зС6 в условиях высокоскоростного нагрева-охлаждения, представлена на рис. 6.35.

0,75мкс -3,5 мкс -7,9 мкс.

Рис. 6.35. Схематическое изображение эволюции структуры стали 440А, связанной с жидкофазным растворением частиц карбида типа МгзСб, вызванным термическим воздействием НСЭП. а — Es = 2,7 Дж/см2- б — Es = 5 Дж/смв — Es = 27 Дж/см2. На схеме указано время существования расплава.

2. Проведены исследования высокоскоростного жидкофазного растворения частиц карбида типа М6С глобулярной морфологии, формирующихся в высокоуглеродистых слаболегированной (типа 9ХВГ) и высоколегированной (типа Р6М5) сталях.

Показано, что в стали 9ХВГ (средний размер частиц d = 340 нм) полное жидко-фазное растворение глобул наблюдается при времени жизни расплава tm = 4 мкс, в стали Р6М5 (d = 415 нм) — при tm = 7,6 мкс. Более быстрое плавление частиц типа М6С, формирующихся в стали 9ХВГ, по сравнению с частицами М6С, образующимися в стали Р6М5, обусловлено, очевидно, разной температурой расплава (в первом случае Т -2200 Кво втором -4000 К) и различием в химическом составе сталей и, соответственно, в составе частиц карбидной фазы, а именно, относительным содержанием в них железа, молибдена и вольфрама.

Установлено, что кристаллизация расплава приводит к образованию ячеистой структуры, имеющей ГЦК кристаллическую решетку (y-Fe). Средний размер ячеек возрастает от 94 до 131 нм при увеличении времени жизни расплава от ~4 до 7,6 мкс. По границам ячеек и в их стыках образуются частицы карбидной фазы состава Fe2oC9 (сталь 9ХВГ) и V8C7 (сталь типа Р6М5). В стали типа Р6М5 в отдельных случаях в ячейках наблюдаются выделения частиц карбидной фазы состава Мо3С2. Приготовле.

371 ние фольги приводит к полиморфному у->а превращению с образованием кристаллов мартенсита пластинчатой морфологии.

Впервые проведены детальные исследования субструктуры ячеек кристаллизации. Обнаружено, что в ячейках, размеры которых превышают ОД мкм, наблюдается.

10 2 хаотическая либо сетчатая дислокационная субструктура (р ~3,5−10 см"). Ячейки кристаллизации находятся в упруго-напряженном состоянии, о чем свидетельствуют многочисленные изгибные экстинкционные контуры. Источниками полей напряжений являются границы ячеек и их стыки.

Показано, что при времени жизни расплава tm — 1,4 мкс (сталь 9ХВГ) жидкофазное растворение частиц М6С осуществляется по механизму коагуляции, приводящему к увеличению средних размеров частиц и снижению их линейной плотностипри tm ~ 5 мкс (сталь типа Р6М5) растворение частиц сопровождается снижением их средних размеров. В результате контактного плавления вокруг глобул М6С образуется переходный слой толщиной ~0,1 мкм с ОЦТ кристаллической решеткой (концентрация углерода в твердом растворе ~0,9 вес.%).

Жидкофазное растворение глобул карбида М^С электронным пучком (tm = 7,6.

О Q мкс), вследствие сверхвысоких скоростей нагрева и охлаждения (-10 -10 К/с), не приводит к выравниванию концентрации углерода и легирующих элементов в объеме расплава. Кристаллизация расплава и последующая закалка сопровождаются формированием многофазной, морфологически разнообразной структуры. Области ячеистой кристаллизации, размеры которых изменяются в пределах единиц микрометров, разделены участками с мартенсито- (пластинчатый мартенсит) — аустенитной (островки) структурой (рис. 6.36).

3. Проведены исследования жидкофазного и твердофазного растворения частиц интерметаллидов состава FegCr^ и FeCr (о-фаза) в условиях высокоскоростного нагрева — охлаждения ряда безуглеродистых хромоникелевых сталей.

Установлено, что при временах существования расплава tm ~2,2 мкс эволюция частиц интерметаллида протекает по механизму коалесценции, т. е. путем роста одних частиц за счет растворения других. Формирующаяся вокруг растворяющейся частицы область расплава с повышенной концентрацией хрома в процессе высокоскоростного.

Показано, что несмотря на интенсивное плавление, структурно-морфологическое разделение фаз сохраняется. Высокоскоростная кристаллизация объемов связующей фазы (независимо от типа материала) приводит к формированию неразо-риентированных ячеек (d ~0,1−0,2 мкм) с явно выраженной огранкойзерен карбидной фазы — слаборазориентированных ячеек (d ~40 нм) округлой формы, группирующихся во фрагменты (D ~0,15−0,2 мкм) — областей межфазных границ карбид-связкакристаллитов со средними размерами ~5 и -20 нм.

Проведен микродифракционный фазовый анализ структур, образующихся при кристаллизации расплава. Установлено, что высокоскоростная закалка приводит к формированию в области залегания связующего материала ячеек (5-Со с расположенными по границам ячеек и в их стыках частицами карбида Co6W6C (твердый сплав WC-Co) или ячеек y-Fe и a-Fe с выделениями частиц карбида Fe2oCg (твердый сплав WC-сталь 110Г13) — в объеме зерен карбида вольфрама WC — ячеек карбида W2C (ГПУ), разделенных прослойками (d ~8−10 нм) карбида железа БегоСд (твердый сплав WC-сталь 110Г13) или фазами Co3W или Co3W3C (твердый сплав WC-Co) — в области межфазных границ раздела карбид / связка — кристаллитов карбидной фазы W2C (Tny) и W2C (TIJK) и связующих (З-Со (сплав WC-30%Со) или y-Fe — (сплав WC-30% стали 110Г13) фаз, а также вновь образовавшихся карбидных частиц.

Co6W6C и WCi. x — в случае сплава WC-30%Со, либо Fe3C и FeW3C — в случае сплава WC-30% стали 110Г13. Можно предположить, что вновь сформированные карбиды образуют частицы со средними размерами ~5 нм, а исходные фазы — кристаллиты среднего размера ~20 нм. Схематическое изображение структуры, формирующейся в приповерхностном слое твердого сплава WC-связка, приведено на рис. 6.38.

Рис. 6.38. Схематическое изображение структуры приповерхностного слоя твердого сплава WC-связка, обработанного импульсным электронным пучком (40 Дж/см2, 2,5 мкс, 10 имп.) — 1 -частицы карбидной фазы, 2 — связка, 3 — переходный слой, формирующийся вдоль поверхности раздела карбид/связка.

Показать весь текст

Список литературы

  1. В.Г., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. -М.: Наука,-1977.-236 с.
  2. Э. Специальные стали. Т. I и II: Пер. с нем. М.: Металлургия, 1966.-1274 с.
  3. B.C. Основы легирования стали. М.: Металлургия, 1964. -684 с.
  4. Л.И., Николин Б. И. Физические основы термической обработки стали. Киев: Техника, 1975. -304 с.
  5. Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев: Нау-кова думка, 1978. -267 с.
  6. М.Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1962. -268 с.
  7. И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1978.-392 с.
  8. В.М. Металловедение и термическая обработка металлов. М.: Металлургия, 1977. -407 с.
  9. А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1978. -647 с.
  10. Ю.Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и обработка сталей. М.: Металлургия, 1982. -184 с.
  11. Л.И., Батаев А. А., Тихомирова Л. Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. Новосибирск: ВО Наука, 1993. -280 с.
  12. В.М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. -288 с.
  13. Бернштейн М. Л, Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д. Отпуск стали. М.: МИ-СИС, 1997. -336 с.
  14. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys // Met. Trans.-1971. -V. 2, № 9. -P. 2343−2357.
  15. Apple S.A., Caron R.N., Krauss G. Packet microstructure in Fe-0,2 С martensite // Met. Trans. -1974. -V.5, № 3. -P. 593−599.
  16. Marder A.R., Krauss G. The formation of low-carbon martensite in Fe-C alloys // Trans. ASM. -1969. -V.62,№ 4. -P. 891−896.379
  17. Naulor I.R. The influence of the lath morphology on the yield strength and transition temperature on martensite-bainite steels // Met. Trans. -1979. -V.10A, № 7. -P.873−891.
  18. Л.А., Спасский M.H., Штремель M.A. Иерархия структуры малоуглеродистого мартенсита// ФММ. 1974. -Т.37, № 6. -С. 1238−1248.
  19. Marder I.M., Marder A.R. The morphology of Iron-nickel massive martensite // Trans. ASM. -1969. -V.62, № 1. -P. 1−9.
  20. Marder A. R, Krauss G. The morphology of martensite in iron-carbon alloys // Trans. ASM. -1967. -V.60, № 1.-P.651−660.
  21. B.M. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталей//ФММ. -1974. -Т.38, № 4. -С.793−802.
  22. Wakasa К., Wayman С.М. The crystallography and morphology of lath martensite //Proc. Int. Conf. Marteneite Transformation. ICOMAT-79. Cambridge. -1979. -V.l. -P.34−39.
  23. В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита// ФММ. -1972. -Т.34, Ж. -С. 123−132.
  24. Ю.Г., Беляков Б. Г., Груздев А. П. и др. Определение пространственной формы и размеров кристаллов мартенсита // ФММ. -1973. -Т.34, № 3. -С.375−382.
  25. В.В., Изотов В. И., Добриков А. А. и др. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести закаленной на мартенсит стали // ФММ. -1975, — Т.40, № 1. С.92−101.
  26. Marder A.R., Krauss G. The effect of morphology on the strength of lath martensite // Second Int. Conf. on strength of Met. and A1 loys. -1970. -V.3. -P.822−823.
  27. Maki Т., Tsuzaki K., Tamyra I. The morphology of microstructure of lath martensite in steels // Trans. Iron and Steel Inst. Japan. -1980. -V.20, № 4. -P.207−215.
  28. Sarma D.C., Whiteman. D.A., Woodhead J.H. Habit plane and morphology of lath martensite //Met. Science. -1976. -V.10, № 11. -P.391−395.
  29. Law N.C., Howell PH., Edmonds D.V. Structure of lath martensite and occurrence of retained austenite in as-quenched Fe-V-C low-alloy steels // Met. Science. -1979. -V. 13, № 9. -P.507−515.380
  30. Chilton J.M., Barton C.J., Speich G.R. Martensite transformation in low-carbon steels // Journal Iron and Steel Inst. -1970. -V.208, № 2. -P. 184−193.
  31. Kelli P.M., Nutting J. The martensite transformation in carbon steels // Proc. Roy. Soc. -1960(A). -V.259, № 1. -P.45−58.
  32. Speich G., Swann P.R. Yield strength and transformation substructure of quenched iron-nickel alloys // J. Iron and Steel Inst. -1965. -V.203, № 4. -P.480−485.
  33. 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.
  34. 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. Inet. Met. -1974. -V.15, № 1. -P. 129−134.
  35. Rao B.V.N., Thomas G. Transmission electron microscopy characterisation of dislocated lath martensite // Proc. Int. Conf. Martensite Transformation ICOMAT-1979.-Cambridge, 1979. -V.l. P. 12−21.
  36. Kurdyumov G., Sachs G. Uber den mechanisms der Stahlhaltung // Z. Physic.-1930. -V.64, N9. -P.325−329.
  37. Nichiyama Z. X-ray investigation of the mechanisms of the transformation from face-centered lattice to body-centered cubic // Trans. Repts Tohoku Imp. Univ. -1934. -V.l, № 6. -P.637−665.
  38. Greninger A.B., Troiano A.R. The mechanisms of martensite formation // Trans. Met Soc. AIME. -1949. -V. 185, № 5. -P.590−597.
  39. Marder A.R., Benscoter A.O. Microcracking in Fe-C acicular martensite// Trans. Soc. ASME. -1968. -V.61. -P.293−299.
  40. Rao B.V.N. On the orientation relationships between retained austenite and lath martensite//Met. Trans. -1979. -V.10A, № 5. -P.645−648.
  41. В.И. Структура закаленной стали. Состояние перегрева // ФММ. -1973. -Т.39, № 4. -С.801−814.
  42. В.В., Добриков А. А., Изотов В. И. Кинетика, внутренняя структура и поверхностный рельеф реечного мартенсита // ФММ. -1973. -Т.36, № 5. -С. 179−187.381
  43. Kellu P.M., Nutting J. The morphology of martensite 11 J. Iron and Steel Inst.-1961. -V.197, № 1. -P.199−211.
  44. B.H., Петров Ю. Н. Тонкая структура мартенсита углеродистых сталей //МиТОМ. 1967. -№ 8. -С. 29−33.
  45. М.Н., Утевский JI.M. Блочная структура фрагментов кристаллов мартенсита конструкционных сталей//МиТОМ. -1967. -№ 8. -С.33−37.
  46. Das S.K., Thomas G. On the morphology and substructure of martensite // Met. Trans. -1970. -V.l, № 1. -P.325−327.
  47. В.И., Хандаров П. А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа//ФММ. -1972. -Т.34, № 2. -С.332−338.
  48. Donachie S., Ansell G.S. The effect of quench rate on the properties and morphology of ferrous martensite // Met. Trans.-1975.-V.6A, № 10.-P. 1863−1875.
  49. Дж. Фазовые превращения и микроструктура сплавов с высокой прочностью и вязкостью разрушения. Возможности и ограничения их использования при разработке сплавав // Проблемы разработки конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1980. — С. 176−203.
  50. Speich G.R., Leslie W.C. Tempering of steels // Met. Trans.- 1972. -V.3, № 5,-P. 1043−1054.
  51. Meyerson M.R., Rosenberg S.I. The influence of heat treated variables on the martensite transformation in SAE 1050 steel // Trans. Soc. ASM. -1954. -V.46, № 9. -P.1225−1253.
  52. Sastry A.S., West R.R.F. Effect of austenitizing conditions on the kinetics of martensite formation in certain medium-alloy steels // J. Iron and Steel Inst. -1965. -V.203, № 2. -P. 138−145.
  53. Udompongsanon N., Borland D.W. Note on the transformation from lath to plate martensite // Metallurgical Martensite. -1974. -V.19, № 1. -P.56−58.
  54. Lai C.I., Wood W.E. The effect of austenitizing temperature on the microstructure and mechanical properties of as-quenched 4340 steel // Met. Trans. 1974. -V.5, № 7. -P. 1663−1670.
  55. М.Л., Спектор Я.И, Дягтерев В. Н. Влияние температуры аустени-зации и горячей деформации на структуру и механические свойства стали 40ХН2МА // ФММ. -1982. -Т.53, № 1. -С.68−75.
  56. Nishiyama Z., Shimizu К., Sukino К. The Martensitic Transformation in Thin Foils// Acta Metallurgical. -1961. -V.9, № 6.- P. 234−240.
  57. Klostermann A.I. The Nucleation and Growth of Slow Growing Martensite in Fe-30% Ni// London.- Institute of Metals, Monograph., 1969, — № 33. P. 125−141.
  58. B.B., Малышевский B.A., Олейник В. Н. и др. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистой легированной стали// ФММ. -1976. -Т.41, № 4. -С.796−804.
  59. М.В., Черепин В. Т., Васильев М. А. Превращения при отпуске стали. -М.: Металлургия, 1973. -232 с.
  60. .М., Томилин И. А., Шварцман Л. М. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. -328 с.
  61. А.Г. Некоторые вопросы теории фазовых превращений в твердом теле // ФТТ. -1966. -Т.8. -С.2709−2717.
  62. М.П., Хачатурян А. Г. Структурные превращения при низком отпуске углеродистого мартенсита// ФММ. 1977. -Т.43, № 3. -С. 554−561.
  63. М.В. Распределение углерода по состояниям при отпуске закаленной стали //Металлофизика. Респ. межвед. сб. -1970. -№ 32. -С.79−82.
  64. В.К., Гуль Ю. П., Долженков И. Е. Деформационное старение стали. -М.: Металлургия, 1972. -320 с. 65.0hmori J., Sugisawa S. The precipitation of carbide during tempering of high carbon martensite // Trans. Jap. Inst. Met. 1971. -V.12, № 3. -P.170−178.
  65. Jack K.H., Wild S. Nature of X-carbide and its possible occurrence in steels // Nature. -1966. -V.212, № 5059. -P.248−250.
  66. Barton C.J. The tempering of a low-carbon internally twinned martensite // Acta met. -1969. -V.17,№ 8. -P.1085−1093.
  67. В.А., Усиков МП. Исследование структурных особенностей низкоотпущенного мартенсита легированной стали // ФММ. -1979. -Т.48, № 2. -С.358−366.
  68. Tawari R.A., Mukunda P.G., Dhar P.K. Embritlement of tempered martensite // Trans. Indian Inst. Met. -1969. -V.22, № 1. -P.36−40.
  69. Tekin E., Kelly P.M. Tempering of steel precipitation from iron base alloys.-Gordon: Breach, 1965. -283 p.
  70. Reisdorf B.R. The tempering characteristics of same 0.4pct. carbon ultrahigh-strength steels // Trans. Met. Soc. AIME. 1963. -V.227, № 6. -P. 1334−1341.
  71. Whiteman J.A., Kheown S.R. The crystallography of precipitation in steels // J. Sheffield Univ. Met. Soc. -1971. -V.10, № 1. -P.30−38.
  72. Гриднев В Н., Гаврилюк В. Г., Немошкаленко В. В. Исследование отпуска высокоуглеродистого мартенсита методами ядерного гамма-резонанса// ФММ. -1978. -Т.46, № 2. -С.357−365.
  73. Duggin M.J., Hofer L.J.E. Nature of x-carbide // Nature. -1966. -V.212, № 5059. -P. 248.
  74. Jack D.H. The orientation relationships of interstitial phases in iron // Mater. Sci. and Eng. -1974. -V.13, № 1. -P.19−27.
  75. В.И., Коваленко B.B., Усиков М. П. и др. Кристаллогеометрия выделения цементита при распаде углеродистого мартенсита // Изв. АН СССР, сер.Физика. -1974. -Т.38,№ 7 -C.I452-I455.
  76. И.В. Рентгенографическое исследование процессов карбидообразо-вания при отпуске углеродистой стали // ЖТФ. -1947. -Т. 17, № 7. -С.839−854.
  77. В.А. Вероятностный механизм распада мартенсита //ДАН СССР. -1950. -Т.73,№ 6. -С. 1161−1164.
  78. И.В. Ориентация цементита в отпущенной углеродистой стали // ЖТФ. -1947. -Т. 17, № 7. -С.835−838.
  79. Baker R.G., Nutting J. The tempering of 2 ¼ Сг-lMo steel after quenching and normalising //J. Iron and Steel Inst. -1959. -V.l 92, № 3. -P.257−268.384
  80. Raynor D., Whiteman J.A., Honeucombe R.W.K. In situ transformation of Fe3C to Mo2C in iron-molybdenum-carbon alloys // J. Iron and Steel Inst. -1966. -V.204, № 11.-P. 1114−1116.
  81. Kagata A., Okamoto T. Lattice parameters of cementite in Fe-C-X (X=Cr, Xn, Mo, Ni) alloys // Trans. Jap. Inst. Met. -1979. -V.20, № 10. -P.659−666.
  82. С.З. Структура и механические свойства легированной стали. -М.: Машгиз, 1954. 279 с.
  83. Ronalrl T.M.F., Boodswort С. Change in mechanical properties during the fourth-stage tempering of chromium steels // J. Iron and Steel Inst.-1965. -V.203, № 3. -P.252−259.
  84. Jnoue A., Arakawa S., Masumoto T. In situ transformation of cementite to M7C3 and internal defect of M7C3 in high carbon-chromium steel by tempering // Trans. Jap. Inst. Met. 1978. -V.19, № 1. -P. 11−17.
  85. Jnoue A., Masumoto T. Carbide reaction (M3C —" M7C3 —" M гзС6 → M 6C) during tempering of rapidly solidified high carbon Cr-W and Cr-Mo steels // Met. Trans.-1980. -V.11A, № 5. -P.739−747.
  86. Raynor D., Whiteman J. A., Honeycombe R.W.K. Precipitation of molybdenum and vanadium carbide in high-purity iron alloys // J. Iron and Steel Inst. -1966. -V.204, № 4. -P.349−354.
  87. Ю.И. Вторичное твердение конструкционных легированных сталей. М.: Металлургия, 1982. -128 с.
  88. Tekin Е., Kel ly P. Secondary hardening of vanadium steels // Iron and Steel Inst. -1965. -V.203, № 7. -P.715−720.
  89. Irvine K.J., Pickering F.B. The temperature characteristics of low-carbon low-alloy steels //J. Iron and Steel Inst. -1960. -V.194, № 2. -P. 137−153.
  90. Tanino M., Nichida Т., Aoni K. Orientation relationships and coherency between Mo2C and the ferrite matrix // J. Iron and Steel Inst. -1967. -V.205, № 8. -P.874−875.
  91. Fredriksson H., Hillert M., Nica M. The decomposition of the M2C carbide in high speed steels // Scandin. J. Met. -1979. -V.8, № 3. -P. 115−122.
  92. Mukherjee Т., Sellars C.M. Tensile properties of tempered chromium steels in the temperature range 0 to 700 °C // Met. Trans. -1972. -V.3, № 4. -P.953−962.
  93. Dyson D.J., Andrewc K.W. Carbide M7C3 and its formation in alloys steels // J. Iron and Steel Inst. -1969. -V.207, № 2. -P.208−209.
  94. Beech J., Warrington D.H. M7C3 to M23C6 transformation in chromium containing alloys // J. Iron and Steel Inst. -1966. V.204, № 5. -P.460−468.
  95. М.И., Фарбер Б. М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. -208 с.
  96. Ргпка Т. Contribution to the study of coherency of vanadium carbide with the matrix of alpha iron // Second Int. Conf. Strength Met. and Alloys. -1970. -V.l. -P.590−594.
  97. Dunlop G. M., Honeucombe R.W.K. Ageing characteristic of VC, TiC and (V, Ti) C dispersions in ferrite // Met. Science. -1978. -V.121, № 8. -P. 368 -371.
  98. M.A., Жуков А. А., Кокора A.H. Структура и свойства сплавов, обработанных лучом лазера. М.: Металлургия, 1973, — 192 с.
  99. Л.И. Физические основы обработки материалов лучами лазера. -М.: Изд-во МГУ, 1975, — 304 с.
  100. ЮЗ.Рыкалин Н. Н., Углов А. А., Кокора А. Н. Лазерная обработка материалов. -М.: Машиностроение, 1975 296 с.
  101. Ю4.Рыкалин Н. Н., Зуев И. В., Углов А. А. Основы электронно-лучевой обработки металлов. М.: Машиностроение, 1978.- 239 с.
  102. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионными и электронными пучками/ Под ред. Дж. Поута, Г. Фоти и Д. Джекобсона. М.: Машиностроение, 1987.- 424 с.
  103. Ионная имплантация и лучевая технология / Под ред. Дж.С. Вильямса, Дж.М. Поута. Киев: Наукова думка, 1988, — 360 с.
  104. Ю7.Тиллер 3., Гайзич У., Панцер 3. Электронно-лучевая технология. — М.: Энергия, 1980.- 528 с.
  105. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации/ Под ред. М. А. Майерса, Л. Е. Мурра. М.: Металлургия, 1984, — 512 с.386
  106. Г. И., Разоренов С. В., Уткин А. В., Фортов В. Е. Ударно-волновые явления в конденсированных средах. М: «Янус-К», 1996.- 408 с.
  107. Ю.Садовский В. Д., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И., Яковлева И. Л. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. — Свердловск: УрО АН СССР, 1989,-101 с.
  108. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов/ Под ред. Б. К. Соколова, Н. Г. Терегулова. Уфа: Изд-во «Технология», 1994, — 137 с.
  109. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов: Справочник/ Н. Н. Рыкалин, А. А. Углов, И. В. Зуев, А. Н. Кокора. — М.: Машиностроение, 1985.-496 с.
  110. B.C. Обработка поверхности металлических материалов лазерным излучением//Поверхность. 1982, — № 3.- С. 1−12.
  111. B.C. Термическая обработка стали и сплавов с применением лазерного луча и прочих прогрессивных видов нагрева// Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ, 1987, — Т.21,-С.144−206.
  112. И.Л. Электронно-лучевая термообработка металлических материалов// Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ, 1990.- Т.24, — С.99−166.
  113. Ю.А., Неволин В Н., Фоминский В. Ю. Ионная и лазерная имплантация металлических материалов. М.: Энергоатомиздат, 1991.- 240 с.
  114. B.C., Головко Л. Ф., Меркулов Г. В., Стрижак А. И. Упрочнение деталей лучом лазера. Киев: Техника, 1981.- 132 с.
  115. В.А., Федосиенко С. С. Формирование структур повышенной износостойкости при лазерной закалке металлообрабатывающего инструмента// Металловедение и термическая обработка металлов. 1983, № 5.- С. 16−17.
  116. Г. И., Варавка В. Н., Русин А. П. Перспективы использования концентрированных источников энергии для повышения адгезионной стойкости металлообрабатывающего инструмента// Физико-химическая механика материалов. 1989, — № 1, — С. 118−120.387
  117. Garbucicchio M., Palombarini G. Surface structures produced in 1С-1,5Сг and 0,38C-Ni-Cr-Mo steels by high-power C02 laser processing// Journal of Materials Science. 1986, — V.21, № 1.- P.75−82.
  118. JI.Г., Макаров А. В., Счастливцев В. М. и др. Структура и износостойкость стали У8, обработанной лазером// ФММ- 1988, — Т.66, вып.5,-С.948−957.
  119. Г. Л., Макаров А. В., Коршунов Л. Г., Осинцева А. Л. Износостойкость и структурные превращения стали 35, упрочненной излучением лазера// Машиноведение.- 1986, № 3.- С.99−102.
  120. А.В., Коршунов Л. Г., Осинцева А. Л. Влияние отпуска и фрикционного нагрева на износостойкость стали У8, закаленной лазером// Трение и износ. 1991.-Т. 12, № 5, — С. 870−878.
  121. А.В., Коршунов Л. Г., Химич Г. Л. и др. Влияние обработки непрерывным излучением лазера на износостойкость низкоуглеродистых сталей// Трение и износ. 1987. — Т.8, № 2, — С. 293−301.
  122. Д.А., Корзунов С. Е., Счастливцев В. М., Яковлева И. Л. Влияние скорости охлаждения при закалке на количество остаточного аустенита и твердость углеродистых сталей// ФММ. 1983. — Т.56, вып.5. — С. 1033−1035.
  123. Л.Г., Макаров А. В., Осинцева А. Л. Исследование износостойкости и структурных превращений при абразивном изнашивании стали У8, упрочненной лазером// Трение и износ. 1988. — Т.9, № 1. — С. 52−59.
  124. Mordike B.L., Bergmann H.W. Laser melting and surface alloying// Rapidly Solidified Metastable Mater. Symp., Boston, Mass. 14−17 Nov. 1983. N-Y., 1984. P.45−64.
  125. Winderlich В., Pollack P., Schneider D. Untersuchungen zum Anlasverhalten des Lasergehartcten Stahls 90SiCr5//Neue Hutte. 1986. — B.31, № 11. -S. 418−423.
  126. A.B., Коршунов Л. Г., Черненко Н. Л. и др. Структура и износостойкость цементированной стали 20ХНЗА, подвергнутой электронно-лучевой и лазерной обработкам// ФММ. 1989. — Т.68, вып.1. — С. 126−132.388
  127. ВО.Терентьев В. Ф., Бочвар А. Г., Великих B.C. и др. Влияние импульсной лазерной закалки на статическую и циклическую прочность сталей 45 и У8// Физика и химия обработки, материалов. -1985. -№ 2. -С.137−138.
  128. С.С., Шур Е.А., Крапошин B.C. и др. Лазерная обработка поверхности металлов и сплавов// Физика и технология обработки поверхности металлов. 1984. -С. 129−139.
  129. ГГ., Крапошин B.C., Курочкин Ю. В. и др. Влияние лазерного упрочнения поверхности на усталостную прочность стали// Поверхность. Физика, химия, механика. -1986. -№ 1. -С. 123−127.
  130. М.Я., Петрова И. М., Куксенова Л. И. и др. Влияние лазерной обработки на сопротивление усталости и износостойкости сталей// Вестник машиностроения. 1985. -№ 11. — С.12−14.
  131. Geiger М., Heckel W. Laserstrahlschneiden von Stahlblechen// Schweiz. Maschinenmarkt. -1990. -№ 31. -S.26−29.
  132. П.Н., Блинков В. В. Перспективы применения лазерной технологии в авиационной промышленности// Авиационная промышленность. (Приложение к журн. № 4). -1990. -С.2−4.
  133. Zhou Х.В., De Hosson J.Th.M. Dependence of surface rise-dual stress on laser power and laser scan velocity// Scr. met. et mater. 1991. — V.25, № 9. -P.2007−2010.
  134. J., Chachalac M., Ganev N. Термическая лазерная обработка поверхности стали и остаточные напряжения// Metalurgija. -1989. -Т.28. -№ 3−4. -С.113−115.
  135. Дроздов Ю, Н., Тескер Е. И., Гурьев В. А. Модифицирование и упрочнение поверхностей трения лазерной обработкой// Вестник машиностроения. 1988. — № 6, — С.3−6.
  136. Е.И., Гурьев В. А. Особенности формирования микроструктуры и свойств поверхностного слоя нормализованной среднеуглеродистой стали 40 при лазерной обработке// Физика и химия поверх. 1993. — № 4, — С.105−109.389
  137. А.А., Биргер Е. М., Дивинский В. В. и др. Лазерное упрочнение восстановленных коленчатых валов двигателя А-41// МиТОМ. 1989, — № 1,-С.10−12.
  138. А.П., Алексеенко С. И., Бояркин М. В. и др. Лазерная закалка клапана дизельного двигателя//МиТОМ. -1988.-№ 1.-С. 51−53.
  139. П.Ю., Данильченко В. Е., Польчук Б. Б. Структурное состояние армко-железа в зоне воздействия импульсного лазерного излучения// ФММ. -2001. -Т.91, № 6. -С.58−63.
  140. Keitel V.S., Schulze Y. K-R., Sobisch О. Lokale Oberflachenmodifikation mit dem Elektronenstrahl// ZIS-Mittelungen. -1986. -B.28, № 1. -P. 53−61.
  141. Акулина Г, А., Мечетнер Б. Х., Шныкин А. Г. Лазерная закалка деталей станков// Станки и инструмент. -1985. -№ 6, — С.27−29.
  142. В.М., Васильев В. А., Седунов В. К., Чеканова Н. Т. Влияние схемы упрочнения гильз цилиндров лазерным излучением на износостойкость// МиТОМ, — 1982.- № 9. — С.41−43.
  143. Е.В., Великих B.C., Гончаренко В. П., Картавцев B.C., Тараскина О. Г. Методы определения оптимальных режимов лазерной закалки сталей и контроля ее качества//МиТОМ. 1982. -№ 9, — С.36−38.
  144. Л.Н., Терегулов Н. Г., Пономарев А. В., Назаренко Е. А. Эффективность лазерно-термической обработки стального и твердосплавного инструмента и особенности его применения// Авиационная промышленность (приложение к журналу № 4).- 1990. -С. 23−26.
  145. Машков Ю. К, Полещенко К. Н., Поворознюк СН., Орлов П. В. Трение и модифицирование материалов трибосистем. М.: Наука, 2000. -280 с.
  146. И.М., Борисов М. Д., Краев Г. В. и др. Основы легирования стали в пучке релятивистских электронов// Известия ВУЗов. Физика. -1996. -№ 3. -С.115−125.
  147. С.И., Имас Я. А., Романов Г. С. и др. Действие излучения большой мощности на металлы. -М.: Наука, 1970, — 272 с.
  148. Е.В., Рыбин В. В. Исследование кристаллографических особенностей мезоструктур деформации и мартенситного превращения// Известия ВУ390
  149. Зов. Физика. Приложение к тематическому выпуску. 2002. -Т.45, № 3. -С.5−13.
  150. А.П. Основы металловедения порошковых сплавов// МиТОМ. -1988. -№ 11. -С.25−33.
  151. B.C. Структура закаленных металлических расплавов и диаграммы состояния// МиТОМ. -1994. -№ 10. -С.2−12.
  152. А.Ф., Ротштейн В. П., Проскуровский Д. И. Пластическая деформация металла под действием интенсивного электронного пучка длительностью 10"8 10~7 с// Известия ВУЗов. Физика. — 1974. — № 7.- С.50−53.
  153. В.П., Бушнев JI.C., Проскуровский Д. И. Дислокационная структура меди, облученной интенсивным электронным пучком длительностью 10"8 -10"7 с//Известия ВУЗов. Физика. 1975. — № 3, — С.130−131.
  154. .А., Ивкин М. В., Петров В. А. и др. Возбуждение ударных волн в толстых мишенях сильноточным РЭП// ЖТФ.- 1980.- Т.50, вып. 10.-С.2205−2208.
  155. В.Ю., Демидов Б. А., Кузьменко Т. Г. и др. Образование аморфной структуры в сплавах на основе железа при обработке поверхности сильноточным электронным пучком//ДАН СССР, — 1982.- Т.268, № 3.- С. 605.
  156. А.Ф., Бушман А. В., Демидов Б. А. и др. Исследование динамики ударных волн, возбуждаемых сильноточным релятивистским электронным пучком в алюминиевых мишенях// ЖЭТФ, — 1986, — Т.89, вып. З, — С. 852.
  157. Follstaedt D.M. Metallurgy and microstructures of pulse melted alloys// In Laser and Beam Interactions with Solids. Ed. B.R. Appleton, G.K. Geller. North-Holland, New-York.- 1982, — P.377−388.
  158. Knapp J.A., Follstaedt D.M. Pulsed electron beam melting of Fe// In Laser and Beam Interactions with Solids. Ed. B.R. Appleton, G.K. Geller. North-Holland, New-York.- 1982,-P.407−412.
  159. B.A., Месяц Г. А., Озур Г. Е. и др. Генерация сильноточных наносе-кундных низкоэнергетических электронных пучков// Письма в ЖТФ, — 1981,-Т.14, № 5.- С.413−416.391
  160. С.П., Крейндель Ю. Е., Щанин П. М. Электронные пучки большого сечения. М.: Энергоатомиздат, 1984, — 112 с.
  161. Nazarov D.S., Ozur G.E., Proskurovsky D.I. Transportation of a low-energy highcurrent electron beam of microsecond duration in a plasma anode gain// Proc. of tf"
  162. XV" Intern. Symp. On Discharges and Electrical Insulation in Vacuum.- Darmstadt, Germany.- 1992, — P.716−720.
  163. В.И., Рыжов B.B., Турчановский В. И. и др. Тепловой режим отжига полупроводников низкоэнергетичным электронным пучком// В кн. «Сильноточные импульсные электронные пучки в технологии. Новосибирск: Наука. — 1983.- С.55−6.1.
  164. В.И., Коваль Б. А., Коваль Н. Н. и др. Поверхностное упрочнение сплавов на основе железа при воздействии интенсивного импульсного электронного пучка// Известия ВУЗов. Физика. 1985.- № 6.- С.38−43.
  165. А.Б., Ротштейн В. П. Механизм увеличения толщины зоны теплового воздействия при импульсно-периодической обработке мишени электронным пучком// Теплофизика высоких температур. -2000. -Т.38, № 1. -С.19−23.
  166. С.В., Итин В. И., Месяц Г. А. и др. Эволюция волн напряжений, возбуждаемых в металлах импульсным электронным пучком// ДАН СССР-1990, — Т.310, № 4, — С.858−861.
  167. В.И., Кашинская И. С., Лыков С. В. и др. Механизмы упрочнения сталей при циклическом воздействии низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком// Письма в ЖТФ, — 1991, — Т. 17, вып.5, — С.89−93.
  168. Е.Ф., Корниенко Л. А., Лыков С. В. и др. Дислокационная субструктура, сформировавшаяся в результате облучения железа низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком// Известия ВУЗов. Физика. 1993, — № 5,-С.42−47.
  169. И.М., Итин В. И., Исиченко С. В. и др. Повышение коррозионной стойкости стали 12Х18Н10Т при обработке низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком// Защита металлов. 1993, — Т.29, № 5. -С.18−21.392
  170. А.В., Проскуровский Д. И., Ротштейн В. П. Формирование зоны теплового влияния в железе и стали 45 при воздействии низкоэнергетичных сильноточных электронных пучков. Томск: Изд. ТНЦ СО РАН, 1993, — 63 с.
  171. Markov А.В., Rotshhtein V.P. Calculation and experimental determination of dimensions of hardening and tempering zones in quenched U7A steel irradiated with a pulsed electron beam//NIM B. 1996, — V. l32. — P.79−86.
  172. Perry A.J., Matossian J.N., Bull S.J. e.a. The effect of rapid thermal processing (RTP) on TiN coatings deposited by PVD and the steel-turning performance of coated cemented carbide// Sur. Coat. Techn. 1999, — V.120−121.- P.337−342.
  173. Контроль качества термической обработки стальных полуфабрикатов и деталей: Справочник/ Под общ. ред. В. Д. Кальнера. М.: Машиностроение, 1984.-384 с.
  174. Технология термической обработки стали. — Лейпциг, 1976. Пер. с нем. — М.: Металлургия, 1981.- 608 с.
  175. Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов. -Новосибирск: Наука. Сиб. отделение, 1990 306 с
  176. Марочник сталей и сплавов/Под ред. В. Г. Сорокина. -М.: Машиностроение, 1989.-640 с.
  177. П.Ю., Гриднев В. Н., Петров Ю. Н. Влияние марганца на энергию дефекта упаковки в сплавах железо-марганец// ФММ, — 1976, — Т.42, № 2,-С.372−376.393
  178. П.Ю., Гриднев В. Н., Петров Ю. Н. Влияние углерода на энергию дефекта упаковки аустенита в марганцевых сталях// ФММ. 1975, — Т.40, № 3,-С.554−559.
  179. В.Н., Грикуров Г. Н., Петров Ю. Н. и др. Влияние легирования на энергию дефекта упаковки сплавов на основе Fe-Cr-Mn// Металлофизика. -1979, — Вып.75, — С.38−42.
  180. B.C., Иванов Ю. Ф., Лопатин В. В. Устройство ионного травления образцов для электронной микроскопии// Заводская лаборатория. 1992. -№ 11.-С.38−39.
  181. Schumann Н. Metallographie. Leipzig: VEB, 1964, — 621 p.
  182. Г. Д. Электронномикродифракционное исследование ориентаци-онных соотношений феррит цементит в перлите// ФММ. — 1974.- Т.38, вып.4. — С.878−880.
  183. Э.В., Закиров Д. М., Попова Н. А. и др. Субструктурно-фазовые превращения при интенсивной пластической деформации феррито-перлитной стали// Известия ВУЗов. Физика. 1998. — № 3. — С.63−71.
  184. Ю.Н., Мазур В. И. Структура эвтектических сплавов. М.: Металлургия, 1978,-312 с.
  185. К.П., Иванцов Г. И., Малиночка Я. Н. Структура чугуна. Киев-Москва: Машгиз, 1952.- 162 с.
  186. В.М., Яковлева И. Л., Заваров А. С. Влияние отпуска на структуру и свойства патентированной стали// ФММ.- 1980.- Т.49, вып.1.- С. 135−144.
  187. В.М., Яковлева И. Л., Мирзаев Д. А. Структурные превращения в перлите при нагреве. 1. Твердорастворное упрочнение ферритной составляющей перлита// ФММ.- 1994, — Т.77, вып.4, — С. 138−148.
  188. И.Л., Карькина Л. Е., Хлебникова Ю. В., Счастливцев В. М. Кристаллографический анализ дефектов в цементите пластинчатого перлита углеродистой стали// ФММ, — 2001, — Т.92, № 3, — С.77−88.
  189. Л.И. и др. Кристаллическая структура у^- и а-мартенсита в марганцевых сталях// ФММ.- 1973, — Т.36, вып. З, — С.
  190. М.А., Карабасова Л. В., Жарикова О. Н. Преобладающие ориентировки плоскости габитуса кристаллов мартенсита// Тез. докл. II Всесоюзного совещания по механизму и кинетики мартенситных превращений. — Киев, 1973, — С. 45.
  191. И.Я., Максимова О. П. О взаимосвязи между кинетикой и структурой при мартенситных превращениях// ФММ. -1971, — Т.32, вып.2.- С.364−369.
  192. Umemoto М., Yoshitake Е., Tamura J. The morphology of martensite in Fe-C, Fe-Ni-C, Fe-Cr-C alloys//J. Mater. Science.- 1983, — V.18, № 10, — P.2893−2904.
  193. Zenker R. Latten martensit in Eisen-Chrom-Kohlenstoff legierungen// Neue Hutte.- 1974, — V.19, № 5.- S.290−294.
  194. Rossman G., Muller P. Bedeutung der Morphology des Martensit fur die Festigkeitseigenschaften von Stahlen//Neue Hutte.- 1972, — B.17, № 2, — S.91−97.
  195. Sanden J. Martensite morphology of low-alloy commercial steels// Pract. Metallography.- 1980.- V.17, № 5.- P.238−248.
  196. Ю.Ф., Конева H.A., Козлов Э. В. Структурно-концентрационные диаграммы мартенситных превращений в сплавах железа и сталях// МиТОМ.-1989, — № 2, — С.2−4.
  197. Ivanov Yu., Matz W., Rotshtein V., Gunzel R., Shevchenko N. Pulsed electron-beams melting of high-speed steel: structural phase transformations and wear resistance// Surface and Coatings Technology. 2002.- № 150, — P. 188−198.
  198. Schmitz H. Die technische und wirtschaftliche bedeutung des Stahls// Werkstoffkunde des Stahls. -1984. -В. 1. -S. 1 -74.395
  199. Wirth A., Bickerstaffe N. The morphology of substructure of martensite in managing steels// Met. Trans.-1974, — V.5.- P.799−808.
  200. T.B., Утевский JIM., Спасский M.H. Строение пакетного мартенсита и локализация остаточного аустенита в конструкционной стали// ФММ, — 1979.- Т.48, вып.4.- С.807−815.
  201. Т.В., Хасия Н. И. Строение мартенситного пакета и внутренние напряжения//ФММ.- 1989, — Т.67, вып.2, — С.328−333.
  202. В.М., Копцева Н. В., Артемова Т. В. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа// ФММ,-1976.- Т.41, вып.6, — С.1251−1260.
  203. В.М., Блинд Л. Б., Родионов Д. П., Яковлева И. Л. Структура пакетного мартенсита в конструкционных сталях// ФММ, — 1988.- Т.66, вып.4,-С.759−769.
  204. Ю.Ф. Влияние степени легированности материала на структуру пакетного мартенсита сплавов железа и сталей// Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1995.- № 10, — С.52−54.
  205. А.Л. Современное состояние теории мартенситных превращений// „Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения“. -М.: Наука, 1972, — С.7−23.
  206. Ю.Г., Заркова Е. И., Штремель М. А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. 1. Границы между кристаллами в пакете// ФММ.- 1990, — № 3,-С.161−176.
  207. В.И., Утевский Л. М. Влияние углерода на формирование мартенсит-ной структуры высоконикелевых сталей// МиТОМ. 1967, — № 8, — С.20−28.
  208. В.И., Утевский Л. М. О структуре мартенситных кристаллов высокоуглеродистой стали// ФММ, — 1968, — Т.25, вып. 1.- С.98−110.
  209. Oka М., Wayman С.М. {110} twinning in B.C.Т. martensite// Trans. Met. Soc. AIME.- 1968.- V.242.-P.337−338.
  210. B.H., Петров Ю. Н. Исследование дефектов кристаллического строения неотпущенного высокоуглеродистого мартенсита// УФЖ.- 1970, — Т. 15, № 2, — С.217−223.396
  211. Андреев Ю Г., Девченко JI.H., Шелехов Е. В., Штремель М. А. Упаковка кристаллов мартенсита в псевдомонокристалле// ДАН СССР. 1977.- Т.237, № 3.-С.574−576.
  212. Ю.Ф. Электронно-микроскопические исследования структуры и фазового состава цементованного слоя стали 20Х2Н4М// Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1990, — Т.6.- С.55−56.
  213. Ю.Ф., Козлов Э. В. Морфология мартенситной фазы в низко- и сред-неуглеродистых сталях// Термическая обработка и физика металлов. 1990.-№ 15.- С.27−34.
  214. Ю.Ф., Козлов Э. В. Электронно-микроскопический анализ мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Черная металлургия. -1991.-№ 8, — С.38−41.
  215. Ю.Ф., Целлермаер В В., Игнатенко JI.H., Попова Н. А., Громов В. Е., Козлов Э. В. Электронно-дифракционный анализ дефектной субструктуры и полей напряжений в области межфазной границы а-матрица цементит// Материаловедение. — 2001.- № 1.- С.40−44.
  216. Т.Н. Прочность и износостойкость режущего инструмента. М.: Машиностроение, 1982, 320 с.
  217. Х.Дж. Сплавы внедрения. 4.1. Пер. с англ. М.: Мир, 1971.424 с.
  218. Ю.Ф., Пауль А. В., Гнюсов С. Ф. и др. Структурно-фазовый анализ спеченного твердого сплава WC-30% сталь 110Г13. Известия ВУЗов. Физика. — 1993.-№ 5,-С.96−99.
  219. Ю.Ф., Пауль А. В., Конева НА., Козлов Э. В. Электронно-микроскопический анализ нанокристаллических материалов// ФММ. 1991.-№ 7.- С.206−208.
  220. Ю.Ф., Пауль А. В., Конева Н. В., Дедов Н. В. Стабилизация высокотемпературной модификации диоксида циркония// Стекло и керамика. -1991.- № 9, — С.22−23.
  221. Ю.Ф., Пауль А. В., Конева Н. А., Козлов Э. В. Электронно-микроскопический анализ ультрадисперсных порошковых материалов// Сб.397
  222. Влияние дислокационной структуры на свойства металлов и сплавов». Тула: ТулПИ,-1991, — С.52−56.
  223. Ю.Ф., Дедов Н. В., Пауль А. В. и др. Структурные исследования порошков на основе диоксида циркония, полученных методами ВЧ-плазмохимической денитрации// Стекло и керамика. 1991, — № 10, — С.17−19.
  224. Ю.А., Пауль А. В., Дедов Н. В., Иванов Ю. Ф. Фрактальные свойства поверхностей раздела в порошках диоксида циркония, приготовленных методами плазмохимии// Стекло и керамика. 1992, — № 3, — С.20−21.
  225. Ю.Ф., Пауль А. В., Конева Н. А., Дедов Н. В., Козлов Э. В. Электронно-микроскопические исследования ультрадисперсных порошков диоксида циркония// Сб. «Структурная и химическая неоднородность в материалах». -Киев: АН УССР,-1991.- С.90−96.
  226. Ю.Ф., Дедов Н. В., Пауль А. В. и др. Исследование роли размерного фактора при мартенситных превращениях в нанокристаллических материалах// Сб. «Мартенситные превращения в твердом теле». Киев: ИФМ АН УССР.- 1992, — С.366−369.
  227. Dedkov V.S., Lopatin V.V., Ivanov Yu.F. Structure-diffraction analysis of nanometr-sized polycrystalls//Nanostruct. Mater. 1994, — V.4.- P.669−676.
  228. Ю.Ф., Дедков B.C., Лопатин B.B. Структурно-дифракционный анализ нанокристаллических материалов// Известия ВУЗов. Физика. 1994.-Т.37, № 1, — С.107−113.
  229. Ю.Ф., Дедов Н. В. Структурно-дифракционный анализ наномерных порошков диоксида циркония// ФиХОМ. 1995.- № 1.- С. 117−122.
  230. Хасанов O. JL, Иванов Ю. Ф., Попова Н. А. и др. Структура и фазовый состав циркониевой нанокерамики, изготовленной с применением ультразвукового прессования//Перспективные материалы. 1999.-№ 5.- С.52−60.
  231. И.И., Глазова В. В. Взаимодействие тугоплавких металлов переходных групп с кислородом. -М.: Наука, 1967. -261с.
  232. В.В., Иванов Ю. Ф. Запрещенная симметрия пятого порядка в нитриде бора// Письма в ЖЭТФ. 1989, — Т.50, вып.11, — С.466−467.398
  233. B.C., Иванов Ю. Ф., Лопатин В. В., Шарупин Б. Н. Особенности строения пиролитического нитрида бора// Кристаллография. 1993, — Т.38, вып.2,-С.217−222.
  234. B.C., Лопатин В. В., Иванов Ю. Ф. Надкристаллитные квазикристаллические образования в нитриде бора// ФТТ,-1995, — Т.37, № 2, — С.297−304.
  235. Химическое газофазное осаждение тугоплавких неорганических материалов/ Под ред. B.C. Шпака, Р. Г. Аварбэ. Ленинград: ГИПХ, 1976.-101 с.
  236. А.В., Пилянкевич А. И. Фазовые превращения в углероде и нитриде бора. Киев: Наукова думка, 1979, — 188 с.
  237. М.Л., Займовский В. А., Капуткина Л. М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983, — 480 с.
  238. В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973.-208 с.
  239. С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978.- 568 с.
  240. Рекристаллизация металлических материалов/ Ред. Ф. Хесснер. М.: Металлургия, 1982, — 352 с.
  241. Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем. -М.: Атомиздат, — 1978, — 280 с.
  242. Л.Н., Засимчук Е. Э. Механизм рекристаллизации деформированных металлов. В книге: «Изучение дефектов кристаллического строения металлов и сплавов». Киев: Наукова думка, 1966.- С.70−84.
  243. Л.Н. Отдых, полигонизация, рекристаллизация и рост зерен. В. кн. Физические основы прочности и пластичности металлов. М.: Металлургиздат, 1963.-С.255−322.
  244. Burgers W.G., Verbraak С. A. A new approach to the problem of the origin of the cube-texture// Acta met.-1957.-V.5, № 12.- P. 765−767.
  245. ., Уэйнер Дж. Теория температурных напряжений. М.: Мир, 1964,517 с.
  246. А.Б., Ротштейн В. П. Термический и деформационно-волновой механизмы упрочнения углеродистой стали при воздействии высокоэнергетичного сильноточного электронного пучка// ФиХОМ. 1997. — № 6. — С.37−41.
  247. Высоколегированные стали/ Под ред. А. Г. Рахштадта. М.: Металлургия, 1969, — 440 с.
  248. Носкова Н И. Дефекты и деформация монокристаллов. Екатеринбург: Изд. НИСО УрО РАН, 1995, — 183 с.
  249. Matsuda A. Work-hardening and dislocation sub-structure in iron single crystals// Trans. Jap. Inst. Metals. 1978, — V.19.- № 9.- P.466−472.
  250. В. А. Физические основы холодной деформации ОЦК металлов. М.: Наука, 1978.-208 с.
  251. Н.И., Малышев К. А., Бутакова Э. Д. Дефекты упаковки в сплавах Fe-Ni и Fe-Ni-Cr в аустенитном и мартенситном состояниях// Металлофизика. -1974,-Вып. 54.-С.28−30.
  252. Л.Е. Микроструктура и механические свойства металлов и сплавов после нагружения ударными волнами/ Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. Под ред. М. А. Мейерса, Л. Е. Мурра. М.: Металлургия, 1984, — С.202−241.
  253. Д., Наттинг Дж. Влияние легирующих элементов на энергию дефектов упаковки в железоникельхромистых сплавах с аустенитной структурой/ Высоколегированные стали. М.: Металлургия, 1969, — С.287−299.400
  254. Ю.И., Киреева И. В., Захарова Е. Г. и др. Деформационное упрочнение и разрушение монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения// Известия ВУЗов. Физика. —2002. -Т.45, № 3. -С.61−71.
  255. JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973, — 584 с.
  256. Дж.Е. Электронная микроскопия и прочность металлических кристаллов. М.: Металлургия, 1968.- 321 с.
  257. К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971.-256 с.
  258. Л.Н. Залечивание дефектов в металлах. — Киев: Наукова думка, 1980.-280 с.
  259. Л.Н., Засимчук Е. Э., Кутихина Ж Я., Семененко М. Н. Механизм разупрочнения тугоплавких металлов. В кн.: Свойства и применение жаропрочных сплавов. М.: Наука, 1966, — С.24−27.
  260. Е.Э., Кутихина Ж. Я., Лариков Л.Н, Юрченко Ю. Ф. Применение метода микротвердости для изучения механизма разупрочнения металлов. В Кн.: Исследования в области измерения микротвердости. М.- Л.: Изд-во стандартов, 1967.-С. 154−158.
  261. Н.В., Лариков Л. Н. Электронно-микроскопическое исследование полигонизации и рекристаллизации деформированных прокаткой меди и никеля// Укр. физ. журнал.-1970,-Т. 15, № 3, — С.493−498.
  262. Ю.Ф., Марков А. Б., Ротштейн В. П., Кащенко М. П. Критический размер зерна для зарождения а-мартенсита// ЖТФ, — 1995, — Т.65, вып. З, — С.98−102.
  263. Ю.Ф., Итин В. И., Лыков С. В. и др. Фазовые и структурные изменения в стали 45 под действием низкоэнергетичного сильноточного электронного пучка// Металлы. -1993 .-№ 3. -С. 130−140.401
  264. Ю.Ф., Кашинская И. С., Лыков С. В. и др. Изменение структуры и свойств углеродистых сталей, облученных высокоэнергетичным электронным пучком длительностью Ю’МО"4 с// Известия ВУЗов. Физика. 1995, — № 10.-С.42−50.
  265. Ю.Ф., Итин В. И., Лыков С. В. и др. Структурный анализ зоны термического влияния стали 45, обработанной низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком// ФММ. 1993, — Т.75, вып.5, — С. 103−112.
  266. Avrami М. Kinetics of phase change. П Transformation-time relations for random distribution of nuclei// J. Chem. Phys. 1940.-V.8, № 2.-P.212−224.
  267. В.Д. Превращения при нагреве стали. Структурная наследственность/ Металловедение и термическая обработка стали. Справочное издание. Т.П. М.: Металлургия, 1983.- С.92−111.
  268. Ю.Ф., Козлов Э. В. Исследование влияния параметров аустенизации на морфологию мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА// ФММ. 1991, — № 11,-С.202−205.
  269. Ю.Ф., Гладышев С. А., Конева Н А., Козлов Э. В. Влияние размера зерна на структуру конструкционной мартенситной стали// Сб. трудов «Экономия производственных ресурсов». Деп. «Черметинформ». — 1988, — № 4383-ЧМ88.-С.78−85.
  270. Ю.Ф. Влияние технологических параметров на размерную однородность пакетного мартенсита// ФММ, — 1992, — № 9.- С.57−63.
  271. Л.Н., Кумок Л. М. Влияние типа кристаллической решетки на процессы разупрочнения в сплавах кобальта с железом. Тез. докл. Ш межвуз. конф. по проблемам прочности и пластичности металлов. Петрозаводск: Изд-во Петрозавод. ун-та, 1963, — С.170−172.
  272. Р.З., Александров И. В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000.- 272 с.
  273. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F. e.a. Deformation behavior of ultrafine copper// Acta metall. Mater. 1994 — V.42, № 7, — P.2467−2475.402
  274. Kozlov E.V., Popova N.A., Ivanov Yu.F. e.a. Structure and sources of long-range stress fields in ultrafine grained copper// Annales de Chimie Science des materi-aux. — 1996, — № 21.- P.427−442.
  275. K.C. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977.208 с.
  276. Д.П., Счастливцев В. М. Стальные монокристаллы. Екатеринбург: УрО РАН, 1996, — 273с.
  277. О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей/ Серия «Успехи современного металловедения». М.: Металлургия, 1979.- 176 с.
  278. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов/ Под ред. К. Л. Брайента, С. К. Бенерджи. М.: Металлургия, 1988.- 552 с.
  279. Ю.Ф. Природа прочности машиностроительных среднелегированных сталей// Субструктура и механические свойства металлов и сплавов. Томск: Изд. ТГУ, 1988.- С.63−70.
  280. Ю.Ф., Козлов Э. В. Структурная и морфологическая неоднородность закаленной конструкционной стали// Структура и конструктивная прочность стали. Новосибирск: НЭТИ, 1989, — С. 125−130.
  281. Ю.Ф., Козлов Э. В. Многоступенчатая схема мартенситного превращения низко- и среднеуглеродистых малолегированных сталей// Материаловедение. 2000, — № 11 .- С.33−37.
  282. Ю.Ф., Козлов Э. В. Объемная и поверхностная закалка конструкционной стали морфологический анализ структуры// Известия ВУЗов. Физика. -2002, — Т.45, № 3. -С. 5−23.
  283. Thomas G., Sarikaya М. Lath martensites in carbon steels are they bainitic?// Proc. Itn. Conf. Solid-Solid Phases Transform., Pittsburgh, Pa, Aug. 10−14, 1981,-Warrendale, Pa, 1982. — P.999−1003.
  284. Sarikaya M., Thomas G., Steeds J.W. e.a. Solute element partitioning and aus-tenite stabilization in steels// Proc. Itn. Conf. Solid-Solid Phases Transform., Pittsburgh, Pa, Aug. 10−14,1981, — Warrendale, Pa, 1982. -P. 1421−1425.403
  285. Ю.Ф., Козлов Э. В. Самоотпуск стали анализ кинетики процессов карбидообразования// Известия ВУЗов. Черная металлургия. — 1990, — № 12.-С.38−40.
  286. Ю.Ф., Козлов Э. В. Морфология цементита в мартенситной фазе стали 38ХНЗМФА// ФММ. 1991.-№ 10.-0.203−204.
  287. П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. -574 с.
  288. В.Е., Козлов Э. В., Базайкин В. И., Целлермаер В. Я., Иванов Ю. Ф. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. М.: Недра, 1997. -293 с.
  289. В.Е., Лихачев В. А., Гриняев Ю. В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985, — 229 с.
  290. В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1986.- 224 с. 301 .Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: ИЛИ, 1963.- 247 с.
  291. Н.А., Козлов Э. В. Природа субструктурного упрочнения// Известия ВУЗов. Физика. 1982, № 8, — С.3−14.
  292. В.И. Физическая теория прочности и пластичности. Точечные дефекты. Упрочнение и возврат. Л.: ЛПИ, 1975,-120 с.
  293. М.А. Прочность сплавов. Часть I. Дефекты решетки. М.: МИ-СИС, 1999,-384с.
  294. ФинкельВ.М. Физические основы торможения разрушения. М.: Металлургия, 1977.-359 с.
  295. Н.А., Козлов Э. В. Физика субструктурного упрочнения// Вестник ТГАСУ. -1999. -№ 1. -С.21−35.404
  296. Э.В., Попова Н. А., Теплякова Л. А. и др. Полосовая субструктура и структура пакетного мартенсита. Сопоставление путей эволюции// Известия ВУЗов. Физика. -1992. -№ 10. -С. 13−19.
  297. Wakasa К., Wayman С.М. The morphology and crystallography of ferrous lath martensite. Studies of Fe-20%Ni-5%Mn. 11. Transmission electron microscopy// Acta met.-1981.- N29.- P.991−1011.
  298. В.В., Малышевский В. А., Олейник В. Н. Структурные превращения при пластической деформации дислокационного мартенсита// ФММ, — 1976,-Т.42, № 5.-С. 1042−1050.
  299. В.И., Козлов А. Г., Михайлова Л. К. Строение и свойства малоуглеродистых низколегированных сталей после скоростного высокотемпературного отпуска// ФММ. -1996. -Т.81, вып.З. -С.65−75.
  300. М.В., Шаталова Л. А., Шейко Ю. П. Состояние углерода в отпущенной и холодно деформированной стали. Первое превращение при отпуске// ФММ. -1994. -Т.78, вып.2. -С.99−106.
  301. М.В., Москаленок Ю. Н., Черепин В. Т., Шейко Ю. П., Мешашти С. Состояние углерода в отпущенной и холоднодеформированной стали. Объемные эффекты при нагреве закаленных сплавов Fe-C// ФММ. -1995. -Т. 80, вып.З. -С. 103−114.
  302. М.В., Новожилов В. Б., Шаталова Л. С., Шейко Ю. П. Распределение углерода по состояниям в отпущенной стали// ФММ. -1995. -Т.79, вып.4. -С. 128−137.405
  303. В.И., Козлова А. Г. Распределение углерода в пакете мартенситных кристаллов и его влияние на прочность закаленных низколегированных сталей// ФММ. -1995. -Т.80, вып. 1. -С.97−111.
  304. В.И., Филиппов Г. А. Влияние переохлаждения при нормальном у-«а превращении на распределение углерода в феррите низколегированной стали// ФММ. -1999. -Т.87, вып.4. -С.72−77.
  305. Speich G.R. Tempering of low-carbon martensite// Trans. Met. Soc. AIME.-1969.-V.245, № 10.-P.2553−2564.
  306. Kalich D., Roberts E.M. On the distribution of carbon in martensite// Met. Trans.-1971.-V.2, № 10.-P.2783−2790.
  307. Fasiska E.J., Wagenblat H. Dilatation of alpha-iron by carbon// Trans. Met. Soc. AIME.-l 967.-V.239, № 11 .-P. 1818−1820.
  308. Ridley N., Stuart H., Zwell L. Lattice parameters of Fe-C austenite of room temperature//Trans. Met. Soc. AIME.-1969.-V.246, № 8.-P. 1834−1836.
  309. С.И., Спектор Е. З. Зависимость параметра решетки аустенита от содержания углерода при высоких температурах// ФММ, — 1972.- Т.34, № 5,-С.895−896.
  310. Ю.Ф., Попова Н А., Гладышев С. А., Козлов Э. В. Взаимодействие углерода с дефектами и процессы карбидообразования в конструкционных сталях// Сб. трудов «Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства». Тула: ТулПИ, 1986, — С.100−105.
  311. М.П. Волновая модель роста мартенсита при у-«а превращении в сплавах на основе железа. Екатеринбург: УИФ Наука, 1993.- 224 с.
  312. Ю.Ф., Козлов Э. В. Исследование влияния скорости охлаждения на параметры структуры стали 38ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Черная металлургия, — 1991,-№ 6.-С.50−51.
  313. Дж. Теория превращения в металлах и сплавах. М.: Мир, 1988,806 с.
  314. Т. Рост карбидных и нитридных частиц в сталях// Нихон киндзоку гаккай кайхо, — 1981, — Т.20, № 2, — С.247−256.406
  315. И.М., Слезов В. В. О кинетике диффузионных распадов пересыщенных твердых растворов// ЖЭТФ, — 1958, — Т.35, № 3, — С.479−492.
  316. Speich M.N. Interfacial stress of incoherent particles during coarsening// Met. Science.- 1972, — V.6, № 1, — P.107−108.
  317. P.А. Ретроградный распад твердых растворов. М.: Металлургия, 1985, — 120 с.
  318. А., Дине Дж. Точечные дефекты в металлах. М.: Мир, 1966.-282 с.
  319. В.Н., Николаева О. И. Машиностроительные стали. М.: Машиностроение, 1981.-391 с.
  320. Д.А., Штейнберг М. М., Пономарева Т. Н., Счастливцев В. М. Влияние скорости охлаждения на положение мартенситных точек. Углеродистые стали//ФММ, — 1979, — Т.47, вы.1, — С. 125−135.
  321. Д.А., Штейнберг М. М., Пономарева Т. Н., Счастливцев В. М. Легированные стали: Влияние скорости охлаждения на положение мартенситной точки// ФММ,-1979, — Т.47, вып.5.- С.998−992.
  322. С.Е., Мирзаев Д. А., Счастливцев В. М. Влияние скорости охлаждения при закалке на структуру и температуру у а-превращений никелевых конструкционных сталей// Металлы: Известия АН СССР. — 1984, — № 4, — С.122−125.
  323. Д.А., Счастливцев В. М., Корзунов С. Е. Мартенситные точки сплавов Fe-C// ФММ.- 1987.- Т.63, вып.4, — С.764−767.
  324. В.Д., Фокина Е. А. Остаточный аустенит в закаленной стали. М.: Наука, 1986,-112 с.
  325. А.Г., Сафонов А. Н. Основы лазерного термоупрочнения сплавов. М.: Высшая школа, 1988, — 159 с.
  326. Ю.Н. Строение сплавов железо-углерод/ Металловедение и термическая обработка стали. Справ, изд. Т. II / Под ред. М. Л. Бернштейна, А.Г. Рах-штадта. М.: Металлургия, 1983, — С.67−83.
  327. Bundy F.P. Pressure-temperature diagram of iron to 200 kbar, 900 °C. Journal of Applied Physics. — 1965, — V.36.- № 2.407
  328. Л., Бернстайн X. Расчет диаграмм состояния с помощью ЭВМ. Пер с англ. М: Мир, 1972, — 326 с.
  329. И.С. Закалка из жидкого состояния. М.: Металлургия, 1982, — 168 с.
  330. Subbarao Е.С., Maiti H.S., Srivastava К.К. Martensitic transformation in zirco-nia// Phys. Stat. Sol. (A). 1974, — V.21, № 9, — P.9−39.
  331. Г. В., Борисова А. Л., Жидкова Т. Г. и др. Физико-химические свойства окислов. Справочник. М.: Металлургия, 1978.- 472 с.
  332. Nettleship L., Stevens R. Tetragonal zirconia polycrystals (TZP). A Review// Int. J. High Technology ceramics. — 1975, — V.10.- P. 1527−1535.
  333. Carvie R.C. The occurrence of metastable tetragonal zirconia as a crystalline size effect// J. Phys. Chem. 1965, — V.69, № 4, — P. 1228−1243.
  334. В.Ф. Особенности атомной структуры ультрадисперсных порошков и материалов// Журн. Всесоюз. Хим. о-ва Д. И. Менделеева. 1991, — Т.36, № 2.- С. 146−150.
  335. В.Ф., Ермолаев А. Г., Бурханов А. В. и др. НейтронострукТурное исследование ультрадисперсных порошков диоксида циркония// Порошковая металлургия. 1989, — № 3.- С.47−52.
  336. В.А., Кабанова М. И., Недилько С. А. и др. Влияние метода синтеза на свойства порошков частично стабилизированного диоксида циркония. 1. Размер частиц и совершенство кристаллической структуры порошков// Порошковая металлургия. 1988, — № 8, — С.56−60.
  337. В.Я., Хасанов О. Л., Юрьев Г. С., Иванов Ю. Ф. Сосуществование кубической и тетрагональной структур в наночастице иттрий-стабилизированного диоксида циркония//Неорганические материалы. 2001,-Т.37, № 9, — С. 1117−1119.408
  338. В.Я., Малочкин О. В., Попов B.C., Баринов С. М. Размерный эффект при синтезе ультрадисперсного стабилизированного оксидом иттербия (УЬгОз) диоксида циркония золь-гель методом// Докл. АН. 1999, — Т.305, № 5, — С.649−652.
  339. Chaim R., Heuer А.Н., Brandon D.G. Phase equilibrium in Zr02-Y203 alloys by liquid-film migration//J. Am. Ceram. Soc. 1986, — V.69, № 3.-P.243−248.
  340. Srinivasan R., De Angelis R., Devis B. Factor influencing the stability of the tetragonal form of Zirconia// J. Mater. Res. 1986.-V.1, № 4, — P.583−588.
  341. Ю.Ф., Пауль A.B., Козлов Э. В., Игнатенко JI.H. Электронно-микроскопический дифракционный анализ ультрадисперсных материалов// Заводская лаборатория. 1992.- № 12, — С.38−40.
  342. Г., Гориндж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. М.: Наука, 1983.- 320 с.
  343. П.В., Кульков С. Н. Изменение микроструктуры и фазового состава ультрадисперсного плазмохимического порошка Zr02(Y) после ударно-волновой обработки/ЯТерспективные материалы. 1998, — № 2.- С.55−61.
  344. С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. — М.: Металлургия, 1982. -128 с.
  345. Л.И., Литвиненко Д. А., Онучин Л. Г. Структура аустенита и свойства горячекатаной стали. М.: Металлургия, 1983. -112 с.
  346. Е.А., Смирнов Л. В., Олесов В. Н. и др. Влияние размера зерна аустенита на особенности мартенситного превращения при охлаждении и магнитной обработке сплавов Fe-Ni-C// ФММ. -1996. -Т.81, вып. 1. -С. 103−111 .
  347. М.И., Грачев С.В, Векслер Ю. Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985.- 408 с.
  348. М.И., Попов В. В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1989, — 200 с.
  349. А.Г. Основы лазерной обработки материалов. М. Машиностроение, 1989.-304 с.
  350. Р.А. Получение и свойства нанокристаллических тугоплавких соединений// Успехи химии. 1994, — Т.63, № 5, — С.431−448.409
  351. А.И. Нанокристаллические материалы методы получения и свойства. — Екатеринбург: УрО РАН, 1998, — 243 с.
  352. Р.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. 1. Особенности структуры. Термодинамика. Фазовые равновесия. Кинетические явления// ФММ.- 1999, — Т.88, № 1, — С.50−73.
  353. Р.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. П. Механические и физические свойства// ФММ.- 2000, — Т.89, № 1.- С.91−112.
  354. Pearson W.B. A Handbook of Lattice spacings and structures of Metals and Alloys. V.2.- Pergamon Press.- 1446 p.
  355. Г. В., Виницкий И. М. Тугоплавкие соединения. М.: Металлургия, 1976.- 560 с.
  356. Физические величины: Справочник / А. П. Бабичев, Н. А. Бабушкина, A.M. Братковский и др. Под ред. И. С. Григорьева, Е. З. Мейлихова. М.: Энерго-атомиздат, 1991, — 1232 с/
  357. В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наукова думка, 1987, — 208 с.
  358. В.Н., Гаврилюк В. Г., Мешков Ю. Я. Прочность и пластичность хо-лоднодеформированной стали. Киев: Наукова думка, 1974, — 232 с.
  359. А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. -М.: Ме-таллургиздат, 1958.- 267 с.
  360. Утевский JIM., Гликман Е. Э., Карк Г. С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987, — 222 с.
  361. .М., Томилин И. А., Шварцман Л. А. -Термодинамика сплавов железа. -М.: Металлургия, 1984.-208 с.
  362. М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б. М. Металлофизика высокопрочных сплавов. -М.: Металлургия, 1986.-312 с.
  363. Д.Ф., Глейзер М., Рамаркришна В. Термохимия сталеплавильных процессов. М.: Металлургия, 1969, — 252 с.
  364. А.С., Турчанин А. Г., Фесенко В. В. Термодинамические свойства карбидов. Киев: Наукова думка, 1973, — 272 с.410
  365. М.А. Механизм и кинетика изменения количества дислокаций и вакансий в сплавах при диффузии примесей из внешней среды// Легирование и свойства жаропрочных сплавов. М.: Наука, 1971.- С. 164−173.
  366. В.В., Уваров А. И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989,-270 с.
  367. А.Н., Рац Ю.В., Сурнин Д. В. и др. Влияние термической обработки на локальную атомную структуру цементита БезС в стали// ФММ.-2000.- Т.89, № 6, — С.76−81.
  368. А., Никлсон Р. Дисперсионное твердение. М.: Металлургия, 1966.300 с.
  369. А.С., Крапошин B.C., Шахлевич КВ. Структура высокоуглеродистых сплавов железа после закалки из жидкого состояния и отпуска// Металлофизика. 1990.- Т.12, № 4.- С.96−101/
  370. В.Н., Мешков Ю. Я., Ошкадеров С. П., Трефилов В. И. Физические основы электротермического упрочнения стали. — Киев: Наукова думка, 1073,-335 с.
  371. И.В., Штанский Д. В. Изменение структуры в нелегированных сталях со структурой пластинчатого перлита при лазерном нагреве// ФММ-1991,-№ 5, — С. 122−129.
  372. И.В., Штанский Д. В. Экспериментальное исследование кинетики аустенизации перлита при лазерном нагреве легированных сталей типа ШХ15//ФММ.- 1991.- № 12.- С.111−118.
  373. И.Л., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И. Экспериментальное наблюдение бездиффузионного образования аустенита в стали с перлитной структурой при лазерном нагреве// ФММ, — 1993, — Т.76, вып.2.- С.86−98.
  374. И.Л., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И., Мирзаев Д. А., Осинце-ва А.Л. Мартенситоподобный бездиффузионный сдвиговой механизм образования аустенита при лазерном нагреве стали с перлитной структурой// ФММ,-1995, — Т.79, вып.5, — С. 152−159.411
  375. И.Л., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И., Мирзаев Д. А. Структурные превращения в перлите при нагреве. IV. Сдвиговой механизм растворения цементита при быстром нагреве стали с перлитной структурой// ФММ.-1995, — Т.79, вып.6, — С. 143−149.
  376. В.М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структурный и кинетический аспекты отжига тонкопластинчатого перлита// Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1996, — № 5, — С.50−59.
  377. В.А., Протопопов О. Д. Количественная Оже-спектроскопия // Обзоры по электронной технике. Серия 7. М.: ЦНИИ Электроника, 1978. — в. 18. -с. 1−50.
  378. В.А., Стрыгин А. Э., Досов М. М. Электронная Оже-спектроскопия поверхностных слоев жаропрочных материалов после ионно-лучевой обработки // Поверхность, 1990, № 7, с. 124−131.
  379. Н.Н. Кристаллические структуры двойных соединений. М.: Металлургия, 1969. -304 с.
  380. Proskurovsky D. I., Rotshtein V. P., Ozur G. E., Ivanov Yu. F., Marcov A. B. Physical foundations for surface treatment of materials with low energy, high current electron beams// Surface and Coatings Technology. 2000, — V. 1, № 125 (1−3). -P. 49−56.
  381. O.B., Громов B.E., Козлов Э. В., Коновалов C.B., Коваленко В. В., Иванов Ю. Ф. и др. Электростимулированная малоцикловая усталость. М.: «Недра коммюникейшинс ЛТД», 2000. -208 с.412
  382. В.Е., Бердышев В. А., Козлов Э. В., Петров В. И., Сарычев В. Д., Дорофеев В В., Иванов Ю. Ф. и др. Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали. М.: «Недра коммюникейшинс ЛТД», 2000. -176 с.
  383. В.Е., Кулагин Н. М., Кулаков С. М., Литвин С. Г., Годик Л. А., Грачев В. В., Дорофеев В. В., Дорофеев А. В., Зубкова Н. В., Иванов Ю. Ф. и др. Актуальные проблемы производства рельсов. Новокузнецк, 2001.- 260 с.
  384. Ю.Ф., Лыков С. В., Ротштейн В. П. Структура приповерхностного слоя предоткольной зоны стали 45, облученной наносекундным мегавольт-ным сильноточным электронным пучком// ФиХОМ. 1993.- № 5.- С.62−67.
  385. Ю.Ф., Гнюсов С. Ф. Модификация твердого сплава WC-сталь 110Г13 импульсным низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком// Изв. Вузов. Физика. 1996.-№ 8.- С.104−110.
  386. С.Ф., Иванов Ю. Ф. Модификация структуры и механических свойств твердого сплава сильноточным электронным пучком// Металлы. -1998.-№ 5.-С. 95−99.
  387. К.Н., Орлов П. В., Геринг Г. И., Вершинин Г. А., Иванов Ю. Ф. Структурные превращения в приповерхностных слоях модифицированных413твердых сплавов при трибомеханическом нагружении// Вестник Омского Университета. 1997, — № 3, — С.35−37.
  388. К.Н., Орлов П. В., Машков Ю. К., Иванов Ю. Ф., Вершинин Г. А., Поворознюк С. Н. Трибостимулированные структурные превращения в приповерхностных слоях модифицированных твердых сплавов// Трение и износ. 1998, — Т. 19, № 4, — С.459−465.
  389. Ю.Ф., Гнюсов С. Ф. Природа объемной модификации твердого сплава WC-сталь 110Г13Л импульсным низкоэнергетичным сильноточным электронным пучком// Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1998.- № 10.-С.59−63.
  390. К.Н., Поворознюк С. Н., Бабой А. О., Иванов Ю. Ф. Изменение трибологических свойств металлокерамических твердых сплавов ионно-плазменной и ионно-лучевой обработкой// ФиХОМ. -2002. -№ 2. -С.5−8.
  391. Д.М., Катулин В. А., Лалетин А. П., Николаев В. Д., Петров А. Л., Яресько С. И. Исследование структурных превращений в твердом сплаве ВК8 в зоне импульсной лазерной обработки// Физика и химия обраб. материалов. — 1986.-№ 5.-С. 46−49.
  392. Д.М., Лалетин А. П., Чулкин В. Н., Яресько С. И. О состоянии тонкой структуры карбидов в твердом сплаве ВК8 в зоне импульсной лазерной обработки// Физика и химия обраб. материалов. -1987.-№ 6.-С. 36−40.
  393. Н.П., Полещенко КН., Геринг Г. И., Вершинин Г. А., Поворознюк С. Н. Модификация твердых сплавов мощными ионными пучками и по-слерадиационной термической обработкой// Физика и химия обраб. материалов.-1999,-№ 1.-С. 10−14.
  394. Тот JI. Карбиды и нитриды переходных металлов. М.: Мир, 1974, — 294 с.
  395. Flemings. М. Solidification processing. New York: McGraw-Hill Book Company, 1974.-416 p.
  396. Stinnett R.W., Buchheit R.G., Greulich F.A. e. a. Thermal surface treatment using intense, pulsed ion beams// Material Research Society. 1994. -V.316.-P.521−532.
  397. M.Jl., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д., Никишов Н. А. Непосредственное наблюдение процессов превращения при нагреве сталей в колонне электронного микроскопа// Известия АН СССР. Металлы. -1982. -№ 3. -С.76−86.
  398. М.Л., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д., Тихомирова О. Ю. Прямое наблюдение в электронном микроскопе структурных и фазовых превращений при нагреве армко-железа и стали// Известия ВУЗов. Черная металлургия. -1990. -№ 9. -С.60−63.
  399. М.В., Чащухина Т. И., Воронова Л. М. и др. Формирование сверхмелкозернистой структуры при рекристаллизации сильнодеформированной конструкционной стали// ФММ. -1994. -Т.11, вып. 2. -С.141−146.
  400. Ю.Ф., Гладышев С. А., Козлов Э. В. Структурные оценки предела текучести высокопрочных конструкционных сталей// Сб. «Пластическая деформация сплавов». Томск: ТГУ, 1986 — С. 152−163.
  401. Ю.Ф., Козлов Э. В. Дисперсионное твердение и структурная неоднородность мартенситных конструкционных сталей// Сб. «Роль дефектов кристаллической решетки в процессе обработки сплавов». Тула: ТулПИ, 1989,-С.110−114.
  402. Ю.Ф., Конева Н. А. Многофакторное упрочнение современных высокопрочных сталей// Сб. «Строение и механические свойства металлов». Ленинград: ЛДЭНТП, 1990, — С.47−49.
  403. Ю.Ф., Конева Н. А., Козлов Э. В. Многоуровневость воздействия режимов термообработки на структуру низко- и среднеуглеродистых легиро415ванных сталей// Сб. «Повышение качества изделий из сталей». Ленинград: ЛДЭНТП, 1990, — С.7−9.
  404. Ю.Ф., Козлов Э. В. Анализ кинетики карбидообразования при «самоотпуске» и низкотемпературном отпуске конструкционной стали// Сб. «Дефекты кристаллической решетки и свойства металлов и сплавов». Тула: ТулПИ, 1992.- С.90−94.
  405. Ю.Ф., Козлов Э. В. Кинетика низкотемпературного отпуска закаленной стали Э8ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Физика. 1993, — № 2, — С.39−44.
  406. Ю.Ф. Эволюция карбидной подсистемы закаленной на мартенсит стали 38ХНЗМФА при низкотемпературном отпуске// Известия ВУЗов. Физика. -1993.- № 5. С.74−78.
  407. Ю.Ф., Козлов Э. В. Взаимопревращения карбидных фаз при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1994.-№ 12, — С.26−28.
  408. Ю.Ф., Козлов Э. В. Кинетика выделения частиц карбида типа М2С при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА// Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1995.- № 8.- С.65−67.
  409. Ю.Ф., Тимошников Ю. А., Клопотов А. А., Козлов Э. В. Структурно-фазовые изменения в закаленной и облученной у-квантами конструкционной стали//Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1998, — № 10.- С.44−49.
  410. Дж.Б. Общая теория, механизмы и кинетика / В книге Старение сплавов: М.: Металлургиздат, 1962, — С. 12−142.
  411. В.И., Моисеев В. Ф., Печковский Э. П. и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических материалов. Киев: Наукова думка, 1989. -256 с.
  412. Э.В., Попова Н. А., Игнатенко Л. Н. и др. Влияние типа субструктуры на перераспределение углерода в стали мартенситного класса в ходе пластической деформации// Известия ВУЗов. Физика. -2002. -Т.45, -№ 3. -С.72−86.
  413. .Б., Бейнисович Б. Н., Геллер А. Л. и др. Легирование машиностроительной стали. М.: Металлургия, 1977. -200 с.416
  414. Дж. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. М.: Ме-таллургия, 1983.-167 с.
  415. Robinson R. Elastic energy of an ellipsoidal inclusion in an infinite solid // J. Apple Phys.-1955.-V.22, № 10.-P.1045−1054.
  416. Ardell A.I. On the coarsening of grain boundary precipitates // Acta met.-1972.-V.20, N7.-P.601−609.
  417. Ю.В., Родионов Д. П., Яковлева И. Л. и др. Структурные изменения в пакетном мартенсите закаленных псевдомонокристаллах конструкционной стали при больших пластических деформациях// ФММ. -1998. -Т.86, вып.4. -С.95−103.
  418. В.В. Структурно-кинетические аспекты физики развитой пластической деформации//Изв. вузов. Физика. -1991. № 3. — С.7−22.
  419. М.Н., Морозова В. Н., Носкова Н И. и др. Структура и физико-механические свойства сталей. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1981. -32 с.
  420. Э.В., Попова Н. А., Теплякова Л. А., Игнатенко Л. Н., Иванов Ю. Ф. Эволюция дефектной структуры и перераспределение углерода при пластической деформации стали// Физические проблемы прочности и пластичности. -Самара, 1990. -С. 57−70.
  421. С., Зеегер А., Лейтц К.//Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1967, — С.9−41.
  422. Дж., Лотте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972, — 599 с.
  423. Л.А., Игнатенко Л. Н., Касаткина Н. Ф. и др. Закономерности пластической деформации стали со структурой отпущенного мартенсита// В сборнике «Пластическая деформация сплавов. Структурно-неоднородные материалы». Томск: ТГУ, 1987. — С.26−51.417
  424. Э.В., Попова Н. А., Игнатенко Л. Н. и др. Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали//Изв. вузов. Физика. -1994. № 4. — С.76−82.
  425. Э.В., Попова Н. А., Григорьева Н. А. и др. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением//Изв. вузов. Физика. -1991. № 3, — С.112−128.
  426. В.В., Попова Н. А., Игнатенко Л. Н., Козлов Э. В. Фрагментированная субструктура и трещинообразование в низколегированной стали// Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. — № 10. — С.44−48.
  427. Э.В., Попова Н. А., Игнатенко Л. Н. и др. Субструктурные и карбидные превращения при пластической деформации в отпущенной хромоникеле-вой мартенситной стали// Изв. вузов. Физика. 1992. — № 12. — С.25−32.
  428. Э.В., Игнатенко Л. Н., Конева Н. А., Пауль А. В., Попова Н. А. и др. Влияние легирования азотом на деформационное упрочнение и эволюцию дислокационной структуры при активной деформации стали Х18Н15// Металлофизика. 1993. — Т. 15, № 5. — С.80−86.
  429. Э.В., Ветер В. В., Попова Н. А., Игнатенко Л. Н. Фрагментированная субструктура и трещинообразование в низколегированной стали// Изв. Вузов. Физика. 1994. -№ 10. — С.73−82.
  430. Э.В., Игнатенко Л. Н., Попова Н. А., Теплякова Л. А. Эволюция субструктуры и стадийность пластической деформации поликристаллов стали с отпущенным мартенситом// Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. — № 8. -С.35−39.
  431. В.Е., Козлов Э. В., Панин В. Е., Иванов Ю. Ф. и др. Каналы деформации в условиях электропластического стимулирования// Металлофизика. -1991. Т.13,№ 11. — С.9−13.
  432. Ю.Ф., Громов В. Е., Козлов Э. В., Соснин О. В. Эволюция каналов локализованной деформации в процессе электростимулированного волочения низкоуглеродистой стали// Изв. вузов. Черная металлургия. 1997. — № 6. -С.42−45.
Заполнить форму текущей работой

На отлично!