Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 10, стр. 1109-1115
Влияние жидкостной цементации при пониженной температуре на микромеханические характеристики метастабильной аустенитной стали
Р. А. Саврай a, *, П. А. Скорынина a, А. В. Макаров b, А. Л. Осинцева a
a Институт машиноведения УрО РАН
620049 Екатеринбург, ул. Комсомольская, 34, Россия
b Институт физики металлов УрО РАН
620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18, Россия
* E-mail: ras@imach.uran.ru
Поступила в редакцию 08.04.2020
После доработки 19.06.2020
Принята к публикации 23.06.2020
Аннотация
Исследовано влияние жидкостной цементации при температуре 780°С на микромеханические характеристики коррозионностойкой хромоникелевой (в мас. %: 16.80 Cr; 8.44 Ni) аустенитной стали. По данным инструментированного микроиндентирования установлено, что цементация приводит к упрочнению поверхности исследованной стали. В частности, средний рост твердости вдавливания HIT составил около 500%. Показано, что цементация привела также к росту контактного модуля упругости E* стали, который по сравнению с E* в закаленном состоянии в среднем вырос на 28%. Цементованная поверхность стали характеризуются повышеннным сопротивлением упругопластическому деформированию, о чем свидетельствует рост параметров Re в 1.3–3.5 раза, HIT/E* в 2.4–3.5 раза и ${{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} \mathord{\left/ {\vphantom {{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} {{{E}^{{*2}}}}}} \right. \kern-0em} {{{E}^{{*2}}}}}$ в 49–109 раз. Показатель пластичности δA после цементации, напротив, снизился в среднем на 20% от 0.92–0.93 до 0.70–0.74. Показано, что проведение инструментированного индентирования стали в закаленном состоянии и после цементации при различной максимальной нагрузке на индентор позволяет более точно проанализировать микромеханические характеристики сформированного цементацией градиентного слоя, сопоставляя их с характеристиками закаленной стали. По результатам индентирования при различной максимальной нагрузке на индентор также установлено наличие градиента свойств в тонком цементованном слое глубиной до 4 мкм.
ВВЕДЕНИЕ
Жидкостная цементация является эффективным методом упрочнения поверхностного слоя стальных изделий и обладает рядом существенных преимуществ по сравнению с газовой цементацией и цементацией в твердом карбюризаторе. В частности, цементация в жидком карбюризаторе обеспечивает повышенную скорость насыщения углеродом и равномерность нагрева, предусматривает возможность непосредственной закалки из цементационной ванны, а также позволяет свести к минимуму деформацию обрабатываемых деталей [1].
В работе [2] было показано, что жидкостная цементация при температуре 780°С обеспечивает повышение микротвердости поверхности аустенитной стали AISI 321 в 4 раза (от 200 до 800 HV0.025). Однако характеристика твердости еще не дает полного представления о служебных свойствах изделий. Для определения прочностных и других эксплуатационно-важных характеристик поверхностно упрочненных материалов целесообразно применение метода инструментированного микроиндентирования. В настоящее время данный метод, основанный на непрерывной регистрации диаграммы нагружения и разгрузки в координатах “нагрузка–перемещение индентора”, эффективно применяется для определения прочностных и пластических характеристик материала, а также для прогнозирования ресурса изделий машиностроения, работающих в условиях износа, усталости, динамических и ударных нагрузок. В частности, оценивают микромеханические характеристики упрочненных сталей [3–7], в том числе коррозионностойких аустенитных сталей после цементации [8–10], износостойкость поверхностно упрочненных сталей [11, 12], хромоникелевых [13] и боридных [14] покрытий при различных видах изнашивания, контактную выносливость углеродистых сталей [15] и наплавленных лазером хромоникелевых покрытий [16–18], а также остаточные напряжения [19]. Поэтому актуальной задачей является оценка с помощью метода микроиндентирования способности упрочненного жидкостной цементацией поверхностного слоя аустенитной стали выдерживать контактные нагрузки и сопротивляться механическому контактному воздействию в процессе эксплуатации.
Цель настоящей работы – исследование микромеханических характеристик аустенитной стали AISI 321, подвергнутой жидкостной цементации при температуре 780°С.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исследовали коррозионностойкую аустенитную сталь AISI 321 промышленной плавки состава (мас. %): 0.05 С; 16.80 Cr; 8.44 Ni; 0.33 Ti; 1.15 Mn; 0.67 Si; 0.26 Mo; 0.13 Co; 0.03 Nb; 0.31 Cu; 0.036 P; 0.005 S; остальное Fe. В состоянии поставки сталь представляла собой прокатанный лист толщиной 10 мм. Образцы для цементации изготавливали в виде пластин размерами 52 × 40 мм. Термическую обработку (закалку) подготовленных образцов из стали AISI 321 проводили по следующему режиму: нагрев до температуры 1100°С, выдержка при этой температуре в течение 40 мин, охлаждение в воде. Поверхность образцов подвергали механическому шлифованию и электролитическому полированию. Жидкостную цементацию образцов закаленной стали AISI 321 проводили с использованием лабораторной печи в тигле диаметром 100 и высотой 300 мм в расплаве солей с добавлением карбида кремния состава (в мас. %) 80% Na2CO3 + + 10% NaCl + 10% SiC при температуре 780°С в течение 15 ч. После окончания цементации образцы охлаждали в воде.
Структуру стали после цементации изучали с применением сканирующего электронного микроскопа Tescan VEGA II XMU с системой рентгеновского энергодисперсионного микроанализа INCA ENERGY 450. Инструментированное микроиндентирование с записью диаграммы нагружения проводили на измерительной системе Fischerscope HM2000 XYm с использованием индентора Виккерса и программного обеспечения WIN–HCU при максимальной нагрузке P от 9.8 мН (1 гс) до 1960 мН (200 гс), времени нагружения 20 с, выдержке при нагрузке 15 с и времени разгрузки 20 с согласно стандарту ISO 14577 [20]. Для устранения влияния окислов на результаты измерений было проведено кратковременное (в течение 10 с) полирование поверхности цементованной стали в хлорно-уксусном электролите состава (в мас. %) 90% CH3COOH + 10% H2ClO4. На основе измеряемых при индентировании характеристик рассчитывали следующие параметры: отношение твердости вдавливания к контактному модулю упругости НIT/Е* [21], упругое восстановление Rе = ((hmax − hp)/hmax) × 100% [22, 23], степенное отношение ${{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} \mathord{\left/ {\vphantom {{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} {{{E}^{{*2}}}}}} \right. \kern-0em} {{{E}^{{*2}}}}}$ [24] и показатель пластичности δA = 1 − (We/Wt) [25], характеризующие способность материала сопротивляться упругопластическому деформированию. При каждой максимальной нагрузке проводили 10 измерений характеристик индентирования. Погрешность измерений определяли с доверительной вероятностью p = 0.95.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В результате термической обработки (закалки) в стали AISI 321 формируется зеренная структура с отдельными включениями карбида титана TiC. Согласно данным рентгеноструктурного анализа, структура закаленной стали состоит из γ-фазы [2].
Структура поверхностного слоя стали AISI 321 после жидкостной цементации при температуре 780°С представлена на рис. 1 и на глубине до 0.15 мм состоит из обогащенного углеродом аустенита γС, мартенсита (около 14 об. %) и частиц карбида хрома Cr23C6, сосредоточенных по границам аустенитных зерен. Выделение карбидов хрома на границах аустенитных зерен в результате цементации может способствовать развитию межкристаллитной коррозии стали. Однако количество выделившихся карбидов невелико, и для оценки коррозионной стойкости стали требуются дополнительные исследования. Общая глубина цементованного слоя составила около 2 мм. Детальное описание структуры, химического и фазового состава стали AISI 321 после цементации при данных условиях представлено в работе [2].
В табл. 1 и на рис. 2, 3 представлены данные инструментированного микроиндентирования, которые характеризуют особенности поведения при упругопластическом деформировании стали AISI 321 в закаленном состоянии и после жидкостной цементации при температуре 780°С. Из табл. 1 видно, что в результате цементации стали AISI 321 происходит уменьшение значений максимальной и остаточной глубины вдавливания индентора hmax и hp, рост твердости по Мартенсу HM и твердости вдавливания при максимальной нагрузке HIT. Наблюдается также рост работы обратной упругой деформации вдавливания We и снижение общей механической работы вдавливания Wt. Данная тенденция отмечается во всем диапазоне использованных при микроиндентировании нагрузок (от 1 до 200 гс).
Таблица 1.
P, гс | hmax, мкм | hp, мкм | HM, ГПа | HIT, ГПа | E*, ГПа | Wt, нДж | We, нДж |
---|---|---|---|---|---|---|---|
В закаленном состоянии | |||||||
1 | 0.46 ± 0.03 | 0.42 ± 0.03 | 1.9 ± 0.3 | 2.1 ± 0.3 | 187 ± 17 | 1.5 ± 0.1 | 0.147 ± 0.012 |
3 | 0.86 ± 0.05 | 0.80 ± 0.06 | 1.6 ± 0.2 | 1.8 ± 0.2 | 178 ± 13 | 8.6 ± 0.6 | 0.68 ± 0.05 |
5 | 1.12 ± 0.04 | 1.04 ± 0.04 | 1.6 ± 0.1 | 1.7 ± 0.1 | 174 ± 6 | 18.3 ± 0.8 | 1.45 ± 0.06 |
10 | 1.58 ± 0.09 | 1.46 ± 0.09 | 1.6 ± 0.2 | 1.7 ± 0.2 | 179 ± 6 | 52.1 ± 3.2 | 4.0 ± 0.2 |
15 | 2.02 ± 0.11 | 1.89 ± 0.11 | 1.5 ± 0.2 | 1.6 ± 0.2 | 189 ± 9 | 98.3 ± 5.7 | 6.8 ± 0.3 |
25 | 2.61 ± 0.10 | 2.41 ± 0.11 | 1.4 ± 0.1 | 1.6 ± 0.1 | 183 ± 10 | 212 ± 9 | 15.1 ± 0.4 |
50 | 3.72 ± 0.03 | 3.42 ± 0.07 | 1.4 ± 0.1 | 1.5 ± 0.1 | 169 ± 20 | 600 ± 5 | 45.8 ± 0.6 |
100 | 5.25 ± 0.07 | 4.80 ± 0.09 | 1.4 ± 0.1 | 1.5 ± 0.1 | 184 ± 7 | 1679 ± 30 | 120 ± 5 |
200 | 7.52 ± 0.24 | 6.64 ± 0.16 | 1.4 ± 0.1 | 1.5 ± 0.1 | 157 ± 18 | 4843 ± 209 | 401 ± 78 |
После цементации | |||||||
1 | 0.23 ± 0.01 | 0.17 ± 0.01 | 7.1 ± 0.6 | 10.6 ± 1.1 | 243 ± 16 | 0.74 ± 0.04 | 0.255 ± 0.005 |
3 | 0.43 ± 0.01 | 0.32 ± 0.01 | 5.9 ± 0.3 | 8.4 ± 0.6 | 221 ± 7 | 4.2 ± 0.2 | 1.27 ± 0.03 |
5 | 0.56 ± 0.05 | 0.41 ± 0.07 | 6.1 ± 0.9 | 8.5 ± 1.5 | 242 ± 15 | 9.1 ± 0.8 | 2.6 ± 0.2 |
10 | 0.80 ± 0.08 | 0.59 ± 0.08 | 6.0 ± 1.2 | 8.2 ± 1.9 | 234 ± 15 | 26.1 ± 3.2 | 7.3 ± 0.5 |
15 | 0.97 ± 0.03 | 0.70 ± 0.03 | 6.1 ± 0.3 | 8.3 ± 0.5 | 232 ± 7 | 46.5 ± 2.0 | 13.5 ± 0.3 |
25 | 1.28 ± 0.06 | 0.95 ± 0.06 | 5.8 ± 0.5 | 7.9 ± 0.8 | 226 ± 13 | 103 ± 7 | 28.9 ± 0.8 |
50 | 1.83 ± 0.11 | 1.35 ± 0.11 | 5.7 ± 0.7 | 7.7 ± 1.0 | 227 ± 21 | 298 ± 21 | 80.4 ± 3.5 |
100 | 2.78 ± 0.18 | 2.00 ± 0.22 | 5.0 ± 0.6 | 6.7 ± 0.9 | 201 ± 18 | 908 ± 55 | 236 ± 10 |
200 | 3.75 ± 0.11 | 2.73 ± 0.17 | 5.5 ± 0.3 | 7.3 ± 0.5 | 217 ± 12 | 2478 ± 96 | 653 ± 29 |
Подобное изменение измеряемых при индентировании характеристик hmax, hp, HM, HIT, We и Wt является закономерным следствием упрочнения материала [3–7]. В частности, средний рост величины HIT составил около 500% (см. табл. 1, рис. 3а). Однако следует отметить наблюдаемый выброс значений HM и HIT, полученных при индентировании с наименьшей максимальной нагрузкой P = 1 гс, который проявляется для стали как в закаленном, так и в цементованном состоянии, и характеризуется одинаковой относительной величиной (около 20%). Это может быть связано с масштабным эффектом при индентировании (Indentation Size Effect, ISE), причиной которого могут являться как объективно происходящие изменения механизма пластической деформации при уменьшении размеров отпечатка, так и методические погрешности [26]. Принимая во внимание одинаковую относительную величину выброса значений HM и HIT при P = 1 гс для обоих структурных состояний стали, целесообразно исключить эти результаты из дальнейшего анализа.
Цементация привела также к росту контактного модуля упругости E* стали AISI 321, который по сравнению с закаленным состоянием в среднем увеличился на 28% (см. табл. 1, рис. 3б). Повышение значений модуля упругости наблюдали для поликристаллического железа при больших деформациях в процессе механических испытаний на растяжение [27] и для стали AISI 321 после интенсивной пластической деформации трением при фрикционной обработке [5]. В этих случаях рост модуля упругости связывали с образованием дислокационной структуры в процессе деформации. Повышенное содержание углерода в твердом растворе также может приводить к росту модуля упругости, например, высокоуглеродистой перлитной стали [28], что обусловлено закреплением дислокаций атомами углерода и увеличением силы межатомных связей [29, 30]. Следовательно, наблюдаемое изменение величины E*, по-видимому, может быть обусловлено изменением структурно-фазового состояния стали, в частности, формированием пересыщенного углеродом аустенита γС и повышением плотности дислокаций в поверхностном слое стали после цементации [2].
Данные табл. 2 показывают, что после цементации во всем диапазоне нагрузок от 3 до 200 гс возрастают расчетные параметры Re в 1.3–3.5 раза, HIT/E* в 2.4–3.5 раза и ${{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} \mathord{\left/ {\vphantom {{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} {{{E}^{{*2}}}}}} \right. \kern-0em} {{{E}^{{*2}}}}}$ в 49–109 раз, что свидетельствует о повышении сопротивления стали AISI 321 упругопластическому деформированию [21–24]. Согласно [6, 11, 12, 15–18], указанные данные микроиндентирования также свидетельствуют, что в результате цементации можно ожидать повышения сопротивления стали AISI 321 изнашиванию и механическому контактному воздействию, включая контактно-усталостное нагружение. Показатель пластичности δA после цементации, напротив, снизился в среднем на 20% (см. табл. 2), что является следствием упрочнения поверхности стали. Отметим, что значения показателя пластичности δA стали в цементованном состоянии (0.70–0.74) соответствуют значениям, характерным для наплавленных лазером хромоникелевых покрытий [17] и для аустенитных хромоникелевых сталей, подвергнутых поверхностной упрочняющей фрикционной обработке [5, 7]. Пластичность стали в закаленном состоянии находится на уровне, характерном для пластичных при растяжении материалов (δA ≥ 0.9) [25]. Следует также отметить повышенные значения параметра Re для стали в закаленном состоянии при P = 100 и 200 гс (см. табл. 2). Это может быть обусловлено образованием мартенсита деформации в процессе индентирования при указанных максимальных нагрузках, поскольку сталь AISI 321 является деформационно нестабильной.
Таблица 2.
P, гс | Re, % | HIT/E* | ${{{\text{H}}_{{{\text{IT}}}}^{3}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{\text{H}}_{{{\text{IT}}}}^{3}} {{{E}^{{*2}}}}}} \right. \kern-0em} {{{E}^{{*2}}}}}$, ГПа | δA |
---|---|---|---|---|
В закаленном состоянии | ||||
3 | 6.8 | 0.010 | 0.0002 | 0.92 |
5 | 7.0 | 0.010 | 0.0002 | 0.92 |
10 | 7.5 | 0.010 | 0.0002 | 0.92 |
15 | 6.5 | 0.008 | 0.0001 | 0.93 |
25 | 7.6 | 0.008 | 0.0001 | 0.93 |
50 | 7.9 | 0.009 | 0.0001 | 0.92 |
100 | 8.6 | 0.008 | 0.0001 | 0.93 |
200 | 11.6 | 0.010 | 0.0001 | 0.92 |
После цементации | ||||
3 | 26.0 | 0.038 | 0.012 | 0.70 |
5 | 27.2 | 0.035 | 0.010 | 0.72 |
10 | 27.2 | 0.035 | 0.010 | 0.72 |
15 | 29.3 | 0.036 | 0.011 | 0.71 |
25 | 26.0 | 0.035 | 0.010 | 0.72 |
50 | 26.6 | 0.034 | 0.009 | 0.73 |
100 | 27.9 | 0.033 | 0.007 | 0.74 |
200 | 27.2 | 0.034 | 0.008 | 0.73 |
С ростом нагрузки на индентор и, соответственно, глубины анализируемого слоя, наблюдается некоторое снижение характеристик HM и HIT стали AISI 321 (см. табл. 1, рис. 3а). При этом для стали в закаленном состоянии это снижение незначительно, и практически находится в пределах погрешности измерений. В частности, величина HIT снижается от 1.8 до 1.5 ГПа при увеличении максимальной нагрузки при индентировании от 3 до 50 гс. Для стали после цементации наблюдается более существенное снижение характеристик HM и HIT. В данном случае величина HIT снижается от 8.4 до 7.3 ГПа. В исследованном диапазоне нагрузок величина контактного модуля упругости E* для закаленной стали AISI 321 в целом не зависит от нагрузки на индентор, тогда как для стали после цементации наблюдается некоторое снижение величины E*, (см. табл. 1, рис. 3б). Для стали после цементации с ростом нагрузки на индентор также наблюдается некоторое снижение параметров HIT/E* и ${{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} \mathord{\left/ {\vphantom {{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} {{{E}^{{*2}}}}}} \right. \kern-0em} {{{E}^{{*2}}}}}$ и рост параметра δA (см. табл. 2). Полученные результаты характеризуют изменение измеряемых при индентировании характеристик и расчетных параметров в цементованном слое глубиной до 4 мкм (см. табл. 1, 2, рис. 3), что свидетельствует о наличии градиента свойств в данном слое.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Исследовано влияние жидкостной цементации при температуре 780°С на микромеханические характеристики коррозионностойкой аустенитной стали AISI 321. По данным инструментированного микроиндентирования установлено, что цементация привела к упрочнению поверхности стали AISI 321. В частности, средний рост твердости вдавливания HIT составил около 500%. Цементация привела также к росту контактного модуля упругости E* стали AISI 321, который по сравнению с E* в закаленном состоянии в среднем увеличился на 28%. Наблюдаемый рост величины E* обусловлен, по-видимому, изменением структурно-фазового состояния стали, в частности, формированием пересыщенного углеродом аустенита γС и повышением плотности дислокаций в поверхностном слое стали после цементации.
Цементованная поверхность стали AISI 321 характеризуется повышенным сопротивлением упругопластическому деформированию, о чем свидетельствует рост параметров Re в 1.3–3.5 раза, HIT/E* в 2.4–3.5 раза и ${{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} \mathord{\left/ {\vphantom {{H_{{{\text{IT}}}}^{3}} {{{E}^{{*2}}}}}} \right. \kern-0em} {{{E}^{{*2}}}}}$ в 49–109 раз. Показатель пластичности δA после цементации, напротив, снизился в среднем на 20% от 0.92–0.93 до 0.70–0.74, что является следствием упрочнения поверхности стали. Результаты инструментированного микроиндентирования также свидетельствуют, что в результате цементации можно ожидать повышения сопротивления стали AISI 321 изнашиванию и механическому контактному воздействию, включая контактно-усталостное нагружение.
Показано, что проведение инструментированного индентирования стали AISI 321 в закаленном состоянии и после цементации при различной максимальной нагрузке на индентор позволяет более точно проанализировать микромеханические характеристики сформированного цементацией градиентного слоя, сопоставляя их с характеристиками закаленной стали. По результатам индентирования при различной максимальной нагрузке на индентор также установлено наличие градиента свойств в тонком цементованном слое глубиной до 4 мкм.
Работа выполнена в рамках государственных заданий ИМАШ УрО РАН по теме № АААА-А18-118020790148-1 и ИФМ УрО РАН по теме № АААА-А18-118020190116-6 в части исследованных материалов и способов их обработки, и в рамках Комплексной программы УрО РАН (проект № 18-10-1-40) в части методики исследования микромеханических характеристик модифицированных поверхностных слоев. Электронная сканирующая микроскопия и инструментированное микроиндентирование выполнены в ЦКП “Пластометрия” ИМАШ УрО РАН.
Список литературы
Surface hardening of steels: understanding the basics / Ed. by J.R. Davis. ASM International, 2002. 364 p.
Саврай Р.А., Скорынина П.А., Макаров А.В., Осинцева А.Л. Особенности структуры и свойства поверхности метастабильной аустенитной стали, подвергнутой жидкостной цементации при пониженной температуре // ФММ. 2020. Т. 121. № 1. С. 72–78.
Макаров А.В., Саврай Р.А., Горкунов Э.С., Юровских А.С., Малыгина И.Ю., Давыдова Н.А. Структура, механические характеристики, особенности деформирования и разрушения при статическом и циклическом нагружении закаленной конструкционной стали, подвергнутой комбинированной деформационно-термической наноструктурирующей обработке // Физическая мезомеханика. 2014. Т. 17. № 1. С. 5–20.
Макаров А.В., Лучко С.Н., Шабашов В.А., Волкова Е.Г., Осинцева А.Л., Заматовский А.Е., Литвинов А.В., Сагарадзе В.В. Cтруктурно-фазовые превращения и микромеханические свойства высокоазотистой аустенитной стали, деформированной сдвигом под давлением // ФMM. 2017. Т. 118. № 1. С. 55–68.
Savrai R.A., Makarov A.V., Malygina I.Yu., Rogovaya S.A., Osintseva A.L. Improving the strength of the AISI 321 austenitic stainless steel by frictional treatment [Digital resource] // Diagnostics, Resource and Mechanics of materials and structures. 2017. Is. 5. P. 43–62. http:// dream-journal.org/issues/2017-5/2017-5_149.html.
Savrai R.A., Makarov A.V., Malygina I.Yu., Volkova E.G. Effect of nanostructuring frictional treatment on the properties of high-carbon pearlitic steel. Part I: microstructure and surface properties. //Mater. Sci. Eng.: A. 2018. V. 734. P. 506–512.
Макаров А.В., Скорынина П.А., Волкова Е.Г., Осинцева А.Л. Влияние фрикционной обработки на структуру, микромеханические и трибологические свойства аустенитной стали 03Х16Н14М3Т // МиТОМ. 2019. № 12. С. 21–24.
Qu J., Blau P.J., Zhang L., Xu H. Effects of multiple treatments of low-temperature colossal supersaturation on tribological characteristics of austenitic stainless steels // Wear. 2008. V. 265. P. 1909–1913.
Duarte M.C.S., Godoya C., Wilson J.C.A.B. Analysis of sliding wear tests of plasma processed AISI 316L steel // Surf. Coat. Technol. 2014. V. 260. P. 316–325.
Jiang Y., Li Y., Jia Y.F., Zhang X.C., Gong J.M. Gradient elastic-plastic properties of expanded austenite layer in 316L stainless steel // Acta Metallurgica Sinica-English Letters. 2018. V. 31. № 8. P. 831–841.
Макаров А.В., Поздеева Н.А., Саврай Р.А., Юровских А.С., Малыгина И.Ю. Повышение износостойкости закаленной конструкционной стали наноструктурирующей фрикционной обработкой // Трение и износ. 2012. Т. 33. № 6. С. 444–455.
Кузнецов В.П., Макаров А.В., Псахье С.Г., Саврай Р.А., Малыгина И.Ю., Давыдова Н.А. Трибологические аспекты наноструктурирующего выглаживания конструкционных сталей // Физическая мезомеханика. 2014. Т. 17. № 3. С. 14–30.
Макаров А.В., Соболева Н.Н., Саврай Р.А., Малыгина И.Ю. Повышение микромеханических свойств и износостойкости хромоникелевого лазерного покрытия финишной фрикционной обработкой // Вектор науки ТГУ. 2015. № 4(34). С. 60–67.
Пугачева Н.Б., Трушина Е.Б., Быкова Т.М. Исследование трибологических свойств боридов железа в составе диффузионных покрытий // Трение и износ. 2014. Т. 35. № 6. С. 643–654.
Savrai R.A., Makarov A.V. Effect of nanostructuring frictional treatment on the properties of high-carbon pearlitic steel. Part II: mechanical properties // Mater. Sci. Eng.: A. 2018. V. 734. P. 513–518.
Savrai R.A., Makarov A.V., Soboleva N.N., Malygina I.Yu., Osintseva A.L. The behavior of gas powder laser clad NiCrBSi coatings under contact loading // J. Mater. Engineer. Perform. 2016. V. 25. № 3. P. 1068–1075.
Саврай Р.А. Сопротивление разрушению наплавленных лазером хромоникелевых покрытий при контактно-усталостном нагружении // ФMM. 2018. Т. 119. № 10. С. 1070–1078.
Savrai R.A., Soboleva N.N., Malygina I.Yu., Osintseva A.L. The structural characteristics and contact loading behavior of gas powder laser clad CoNiCrW coating // Opt. Laser Technol. 2020. V. 126. Art. 106079. P. 1–8.
Yonezu A., Kusano R., Hiyoshi T., Chen X. A method to estimate residual stress in austenitic stainless steel using a microindentation test // J. Mater. Eng. Perform. 2015. V. 24. P. 362–372.
ГОСТ Р 8.748–2011 (ИСО 14577–1:2002) Государственная система обеспечения единства измерений (ГСИ). Металлы и сплавы. Измерение твердости и других характеристик материалов при инструментальном индентировании. Часть 1. Метод испытаний.
Cheng Y.T., Cheng C.M. Relationships between hardness, elastic modulus and the work of indentation // Appl. Phys. Lett. 1998. V. 73. № 5. P. 614–618.
Page T.F., Hainsworth S.V. Using nanoindentation techniques for the characterization of coated systems: a critique // Surf. Coat. Technol. 1993. V. 61. № 1–3. P. 201–208.
Petrzhik M.I., Levashov E.A. Modern methods for investigating functional surfaces of advanced materials by mechanical contact testing // Crystallography Reports. 2007. V. 52. № 6. P. 966–974.
Mayrhofer P. H., Mitterer C., Musil J. Structure-property relationships in single- and dual-phase nanocrystalline hard coatings // Surf. Coat. Technol. 2003. V. 174–175. P. 725–731.
Мильман Ю.В., Чугунова С.И., Гончарова И.В. Характеристика пластичности, определяемая методом индентирования // Вопросы атомной науки и техники. 2011. № 4. С. 182–187.
Жигачев А.О., Головин Ю.И., Умрихин А.В., Коренков А.В., Тюрин А.И., Родаев В.В., Дьячек Т.А. / Под ред. Ю.И. Головина. Керамические материалы на основе диоксида циркония. М.: Техносфера, 2018. 358 с.
Benito J.A., Jorba J., Manero J.M., Roca A. Change of Young’s modulus of cold-deformed pure iron in a tensile test // Metall. Mater. Trans. A. 2005. V. 36. № 12. P. 3317–3324.
Макаров А.В., Саврай Р.А., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л., Егорова Л.Ю. Структурные особенности поведения высокоуглеродистой перлитной стали при циклическом нагружении // ФММ. 2011. Т. 111. № 1. С. 97–111.
Мак Лин Д. Механические свойства металлов / Под ред. Я.Б. Фридмана: пер. с англ. М.: Металлургия, 1965. 432 с.
Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наукова думка, 1987. 208 с.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Физика металлов и металловедение