CC BY
57
величины эффективного коэффициента теплопередачи. Как видно из зависимостей (рис. 3), потери давления в модуле теплообменника
с оребренными плоскими трубами, установленными в сердцевине без зазора между вершинами ребер, не отличаются от потерь давления, измеренными в модуле, оребренные трубы которого установлены с зазором 0,5 мм.
В Ы В О Д Ы
1. В результате проведенных экспериментальных исследований было показано, что появление зазора между вершинами ребер в сердцевине теплообменника из плоских труб с подрезным оребрением приводит к ощутимому снижению эффективного коэффициента теплопередачи. Установлено, что при достижении величины зазора в 1 мм уменьшение эффективного коэффициента теплопередачи может достигать более 20 %. Снижение потерь давления потока воздуха при его движении через оребренную поверхность теплообменника менее
существенно.
УДК 621.785.53
2. Полученные экспериментальные результаты позволяют после нахождения максимальной величины зазора,
обусловленного погрешностью настройки оборудования и инструмента для получения ребер, точностью установки заготовки в технологическом оборудовании, а также погрешностью выполнения габаритных размеров заготовки, определять максимальную величину отклонения теплопередающих характеристик теплообменника от расчетных. Это дает возможность выполнять расчет теплообменников с меньшей погрешностью.
Л И Т Е Р А Т У Р А
1. Мрочек, Ж. А. Определение интенсивности теплообмена при конвекции воздуха в межреберном пространстве плоских труб / Ж. А. Мрочек, А. И. Дьяков // Машиностроение. - 2006. - № 21. - 220 с.
2. Жукаускас, А. А. Конвективный перенос в теплообменниках / А. А. Жукаускас. - М.: Наука, 1982. -472 с.
3. Преображенский, В. П. Теплотехнические измерения и приборы / В. П. Преображенский. - М.: Энергия, 1978. - 440 с.
Поступила 25.05.2007
ОПТИМИЗАЦИЯ ПРОЦЕССОВ НАСЫЩЕНИЯ СТАЛИ КАРБИДООБРАЗУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ В СИСТЕМАХ НА ОСНОВЕ Сг-И-У и Сг-П-Мп
Канд. техн. наук ШМАТОВ Л. А.
Белорусский национальный технический университет
Изучение общих закономерностей формирования многокомпонентных
диффузионных карбидных слоев, их структуры и фазового состава как функции условий ХТО теряет смысл, если нет подробного изучения свойств покрытий. При этом главным этапом в научных исследованиях является оптимизация процессов по наиболее важным эксплуатационным свойствам. Результат оптимизации - выявление оптимальных режимов ХТО и составов насыщающих смесей,
обеспечивающих максимальные значения требуемых свойств.
В настоящей работе для уменьшения количества экспериментов оптимизация процессов насыщения стали тремя карбидообразующими элементами решалась с использованием метода симплексных решеток [1]. Основная задача применения этой методики лежит в определении областей с экстремальными свойствами. Примером успешного использования метода симплекс-планирования являются результаты
исследования свойств многокомпонентных карбидных систем и покрытий в работах [2-5].
Наибольший интерес в вопросе выбора оптимальных составов насыщающих смесей при насыщении стали карбидообразующими элементами представляют карбидные системы на основе Сг-Т1-У, Сг-Т1-Мп. Это связано с тем, что в данных системах наблюдаются наиболее высокие показатели механических свойств (микротвердости и износостойкости) [6].
В связи со сказанным выше целью настоящей работы явились: оптимизация составов насыщающих смесей для трехкомпонентного насыщения стали по износостойкости и микротвердости; выявление причин экстремального повышения указанных свойств; изучение струк-
туры, фазового состава и кинетики роста оптимизированных карбидных слоев.
Объекты и методика исследований. Одно-, двух- и трехкомпонентные карбидные покрытия в системах на основе Сг-Т1-У, Сг-Т1-Мп были получены на инструментальной стали У8 (0,8 % С) методом ХТО в идентичных условиях. Стальные образцы помещали в контейнер из жаропрочной стали, заполненный специально приготовленной порошковой насыщающей смесью, которую
герметизировали плавким затвором. Затем контейнер с образцами был загружен в электрическую печь, разогретую до температуры 1100 °С, где выдерживали 6 ч. Насыщающую смесь предварительно получали алюминотермическим методом путем восстановлением оксидов металлов алюминием
в порошковых смесях следующего состава, мас. %:
98 % (50 % АЬОз + 35 % МехОу + 15 % А1) + + 2 % N^£1, где оксиды Ме^ = &2О3, ТЮ2, У2О5, МпО2 являлись поставщиками карбидообразующих металлов. Когда в нее дополнительно добавляли активатор (2 % N^0), смесь для ХТО была готова к употреблению.
Испытания на абразивную износостойкость карбидных слоев проводили на машине типа ХБ-4 при скорости вращения абразивного круга 0,5 м/с, радиальной подаче испытываемого
образца 1 мм на оборот и статической нагрузке 1 МПа. Об абразивном износе судили по потере массы после испытания образцов. Испытания на износ карбидных покрытий в условиях сухого трения скольжения проводили на машине типа Шкоды - Савина. Износ покрытия оценивали объемом лунки, образованной за 20 мин диском из ВКЗ при нагрузке 1 МПа и скорости его вращения 1 м/с. Показатель относительной износостойкости К„ карбидных покрытий при обоих видах износа определяли по формуле:
К = Ат2/Ат1(К2/К1), где Ат1 - потеря массы образца с покрытием; Ат2 - то же без покрытия (в условиях абразивного изнашивания); У1 -объем лунки для образца с покрытием; У2 -объем лунки для образца с хромированным покрытием (при сухом трении скольжения).
Оптимизацию составов насыщающих смесей с помощью математического симплекс-планирования осуществляли на основании 19 экспериментальных опытов в каждой из карбидных систем на основе Сг-Т1-У, Сг-Т1-Мп [1]. С целью снижения трудоемкости работы определение параметров при расчете математических моделей и построение диаграмм «сос-
тав - свойство» во всем концентрационном треугольнике проводили с помощью ЭВМ.
Результаты исследований. В настоящей работе проведена оптимизация порошковых смесей в трехкомпонентных системах на основе Сг-Т1-У, Сг-Т1-Мп по микротвердости, износостойкости при абразивном изнашивании и сухом трении скольжения карбидных слоев на стали У8.
Для примера рассмотрим оптимизацию карбидных покрытий на стали У8 по абразивной износостойкости в системе на основе Сг-Т1-У. Согласно методу симплекс-планирования составлена матрица
планирования (табл. 1), в которой параметром оптимизации у являлась относительная абразивная износостойкость е исследуемых карбидных слоев, а в качестве независимых переменных взяты поставщики
карбидообразующих элементов: Сг2О3 (х1), ТЮ2 (*2), У2О5 (х3). Причем сумма оксидов металлов МехОу в Сг-Т1-У порошковой смеси,
содержащей 98 % (50 % АЬОз + 35 % МехОу + + 15 % А1) + 2 % N^0, была постоянной, т. е. сумма Сг2О3 + ТЮ2 + У2О5 равна 100 % (или 1 -в долевом соотношении). Поскольку значения параметров оптимизации, а также дисперсии опытов сильно различались, все величины для расчетов логарифмировали.
В настоящей работе получены математические модели второго, третьего и четвертого порядков, описывающие изменение абразивной износостойкости Сг-Т1-У карбидных слоев от состава насыщающей смеси. После проверки по критерию модели второй и третьей степеней оказались неадекватными, а модель четвертой степени -адекватной и имела следующий вид: для абразивной износостойкости карбидных покрытий в системе на основе Сг-Т1-У у = 3,1х1 + 2,3х2 + 5,4х3 + 6,5х1х2 - 8,5х1х3 + + 3,7х2х3 - 7,2х1х2(х1 - х2) - 15,8х1х3(х1 - х3) + + 13,0х2х3(х2 - х3) - 3,7х:х2(х: - х2)2 + + 24,4х1х3(х1 - х3)2 + 14,7х2х3(х2 - х3)2 + + 7,3х^х2х3 + 198,8х1 х^ х3 + 93,4хх х^.
Таблица 1
Матрица планирования и результаты испытаний на абразивный износ карбидных покрытий на основе Сг-П-У
В геометрической интерпретации полученная модель представлена на рис. 1а. На диаграмме видно, что в Сг-Т1-У системе выделяются две оптимальные области составов при соотношении активных компонентов в первой области: 5-30 % СГ2О3, 45-70 % ТЮ2 и 10-35 % У2О5, где рост абразивной износостойкости
К составляет 60 ± 20 раз, по сравнению с закаленной и низкоотпущенной сталью У8, во второй области: 0-10 % ТЮ2, 5-25 % Сг2О3 и 75-95 % У2О5 - до 40 ± 15 раз. Однако из-за неоднородности фазового состава карбидных слоев имеет место также скачкообразное повышение износостойкости, достигающее К„
= 23,0 при концентрации основных компонентов 75 % &2О3 + 12,5 % ТЮ2 + 12,5 %
У2О5,
не предсказанное математической моделью (рис. 1а). Поэтому в дальнейшем такие точки на концентрационном треугольнике с
экстремальными свойствами, не
предсказанными моделью, решили условно выделять кружками.
а
Состав активной части смеси, доли единицы Обозна чениеу Относительная Длина износостой- / пути кость К„ / трения, м
С12О3 (*) ТЮ2 (*2) У2О5 (*3) Сталь У8
1 0 0 у\ 2,3/4,9
3/4 1/4 0 у 1112 2,4/3,2
1/2 1/2 0 у12 4,3/11,8
1/4 3/4 0 у1222 4,0/7,9
0 1 0 у2 1,1/1,0
0 3/4 1/4 у2223 13,6/34,6
0 1/2 1/2 у23 6,6/16,3
0 1/4 3/4 у2333 8,6/21,5
0 0 1 у3 21,4/34,6
1/4 0 3/4 у1333 38,7/35,7
1/2 0 1/2 у13 1,5/2,0
3/4 0 1/4 у1113 1,1/1,0
1/2 1/4 1/4 у 1123 4,5/11,8
1/4 1/2 1/4 у 1223 70,5/81,3
1/4 1/4 1/2 у1233 6,8/30,4
1/3 1/3 1/3 у123 33,3/79,1
3/4 1/8 1/8 - 23,0/33,4
1/8 3/4 1/8 - 12,8/33,7
1/8 1/8 3/4 - 38,7/60,9
Сг,03 80 60 40 20 V.O,
Сг О,, % --
б
Сг,0
80 60 Сг-О,, %
МпО,
Рис. 1. Зависимость абразивной износостойкости карбидных слоев на стали У8 от состава насыщающей смеси в системах на основе: а - Cr-Ti-V; б - Cr-Ti-Mn; режим ХТО: Т = 1100 °С, т = 6 ч; условия испытаний: р = 1 МПа,
v = 0,5 м/с, абразив - электрокорунд
Аналогичным образом были решены задачи по оптимизации микротвердости и износостойкости карбидных слоев на стали У8 в системах на основе Cr-Ti-V, Cr-Ti-Mn. Все полученные математические модели четвертого порядка были адекватными. На их основе были построены диаграммы «состав - свойство», приведенные на рис. 1-3. В результате выявлены оптимальные области порошковых смесей, в которых наблюдается экстремальное повышение микротвердости и износостойкости многокомпонентных карбидных покрытий.
По-видимому, такое повышение свойств оптимизированных карбидных слоев обусловлено:
1. Высоким содержанием в диффузионном слое карбидов, имеющих в силу своей физической природы высокие механические свойства, т. е. карбидов металлов IVA-VA групп периодической системы элементов.
20 МпО,
Сг,Оз 80 60 40 СгД,, % --
Рис. 2. Зависимость стойкости карбидных слоев на стали У8 при сухом трении скольжения от состава насыщающей смеси в системах на основе: а - Сг-Т1-У; б - Сг-Т-Мп; режим ХТО: Т = 1100 °С, т = 6 ч; условия испытаний: р = 1 МПа, V = 1 м/с, контртело трения - ВК3
На основании подробного исследования фазового состава покрытий в карбидных системах на основе Сг-Т1-У, Сг-Т1-Мп установлено преобладание карбидов титана и ванадия (рис. 4, 7).
2. Наличием взаимной растворимости карбидов, входящих в состав
многокомпонентных диффузионных слоев.
Для этого были рассчитаны периоды кристаллической решетки ТЮ для карбидных покрытий в системе Сг-Т1-У, которые имеют максимальные значения свойств. Результаты расчета параметров решетки карбида титана при съемке по точкам приведены в табл. 2. Расчет периода решетки ТЮ проводили по линии (422) для угла отражения 9 = 61,5°.
а
а
ТЮ,
Сг,0,
80 60 Сг,03, % б
уа
ТЮ,
Сг203
80 60 40 Сг,0.. % --
МпО,
Рис. 3. Изменение микротвердости карбидных слоев на стали У8 в зависимости от состава насыщающей смеси в системах на основе: а - Сг-Т-У; б - Сг-Т-Мп; режим ХТО: Т = 1100 °С, т = 6 ч
Таблица 2
Результаты расчета параметров решетки карбида титана в многокомпонентных карбидных покрытиях в системе Сг-П-У
№ п/п Состав смеси, доли единицы Фазовый состав, число линий Параметры решетки Т1С, нм
Сг20з ТЮ2 У205 Карбид ы хрома Карбид ы титана Карбид ы ванадия
1 - 0,75 0,25 - 2 - 0,43137
2 0,25 0,5 0,25 11 4 - 0,43148
3 0,25 0,25 0,5 2 4 2 0,43201
4 0,33 0,33 0,33 8 6 4 0,43243
5 0,75 0,125 0,125 11 2 - 0,43285
Параметр
решетки ТЮ
% ТЮ2 +
для первого покрытия (75 % ТЮ2 + 25 % У205) соответствует максимальному периоду решетки ТЮ0,86 [7, 8]. Полученные результаты показывают, что наибольшее отклонение периода решетки ТЮ от эталонного достигает ~0,01. При равновесной взаимной растворимости карбидов титана и ванадия это
изменение должно составить ~0,02, т. е. вдвое больше [7]. Проверка разброса точек от эталонного показала, что изменение параметров решетки ТЮ карбидных слоев находится в пределах ошибки, т. е. значительной взаимной растворимости карбидов титана и ванадия не наблюдается.
т!, Ие
Сг,У 40,80
30
20
10
Т1 Сг /
\/1 У
Тк Сг, Бе
8 *<> о и
О
10
80 V -60 ■10 У
уст /^е
20 0
10
30
40
Толщина слоя, мкм
Рис. 4. Распределение элементов в диффузионном слое на стали У8 после хромотитанованадирования при Т = = 1100 °С, т = 6 ч (*240). Состав насыщающих смесей по основным компонентам: а - 75 % Сг203 + 12,5 % ТЮ2 + + 12,5 % У205; б - 25 % Сг203 + 50 % ТЮ2 + 25 % У205
Однако экстремальное повышение свойств может быть обусловлено не только упрочнением металлической подрешетки, но и дополнительной стабилизацией sp3-
конфигураций валентных электронов атомов углерода, которая достигается при содержании легирующих добавок в размере 2-10 ат. % [7, 9]. Действительно наличие малого процента примесных атомов в количестве 5-10 ат. % (в данном случае ванадия), которое не выявляется рентгеновским фазовым анализом, в то же время подтверждается данными
микрорентгеноспектрального анализа (рис. 4).
Доказательством взаимной растворимости карбидов титана и ванадия является также однородность структуры образуемой
а
б
бида ванадия У2С (как и увеличение количества карбидов ванадия в покрытии) сопровождается возрастанием микротвердости
оптимизированных хромотитанованадиевых карбидных слоев и соответствует распределению этих показателей в ряду:
СЧ 20 (17500 МПа) ^ 7X3 (29000 МПа) ^ ^ Х12 (32800 МПа).
4. Повышение износостойкости
обусловлено ростом толщины карбидных покрытий. Утверждение имеет силу, если рассматриваются покрытия на основе карбидов одного типа.
Структуры карбидных слоев, полученных в оптимальных насыщающих средах,
представлены на рис. 6.
Кинетика формирования
многокомпонентных диффузионных слоев лимитируется скоростью диффузионного массопереноса в насыщаемом сплаве и карбидной фазе, в связи с чем зависимость толщины слоя от времени близка к параболической, а от температуры - к экспоненциальной.
Таблица 3
Результаты рентгеноструктурного анализа карбидных покрытий, полученных в насыщающей смеси на основе 12,5 % Сг2Оз + 12,5 % ТЮ2 + 75% У205
№ линии 9 ^опыт ^теор —теор Фаза ИКЬ Интенсивность линий /опыт, мм
Чугун СЧ20 Сталь 7Х3 Сталь Х12
1 16,30 2,7470 2,748 25 Сг3С2 011 5 3 3
2 18,15 2,475 2,498 20 а-У2С 021 8 10 10
3 18,80 2,392 2,400 100 УС 111 33 160 25
4 19,70 2,287 2,288 35 а-У2С 200 200 175 600
5 20,60 2,191 2,193 100 а-У2С 121 10 5 7
6 21,75 2,080 2,070 100 УС 200 27 13 13
7 22,40 2,023 1,993 20 Сг3С2 204 7 7 7
8 28,80 1,600 1,620 10 Сг3С2 214 15 10 5
9 31,70 1,467 1,469 50 УС 220 10 5 5
10 34,10 1,375 1,376 5 Сг3С2 401 24 5 -
11 40,30 1,192 1,199 10 УС 222 10 15 -
12 42,30 1,145 1,144 5 а-У2С 400 22 22 70
13 53,90 0,954 0,952 5 УС 331 5 5 5
ЕУС 85 198 48
ЕУ2С 240 212 687
£Сг3С2 51 25 15
ЕУС + ЕУ2С ЕУС + ЕУ2С + ЕСг3С2 0,86 0,94 0,98
карбидной фазы, которая визуально обнаруживается при ее металлографическом исследовании при увеличении в 10000 раз (рис.
5).
Рис. 5. Микроструктура карбидных слоев на стали У8 после хромотитанованадирования при Т = 1100 °С и т = 6 ч (х10000); составы насыщающих смесей по основным компонентам: а - 25 % Сг2О3 + 50 % ТЮ2 + 25 % У2О5; б -75 % Сг2О3 + 12,5 % ТЮ2 + 12,5 % У2О5
3. Высокой текстурованностью карбидов, образованных при многокомпонентном диффузионном насыщении с участием ванадия.
Из приведенных данных (табл. 3) следует, что повышение степени текстурованности кар-
б
а
Степень текстурованности, % 92 93 98
Совершенство текстуры ^(100)У2С 10,36 10,41 10,98
Рис. 6. Микроструктуры диффузионных слоев на стали У8 после: а - хромованадирования; б - титаномарганцирования; в, г -хромотитанованадирования; д, е - хромотитаномарганцирования; при Т = 1100 °С и т = 6 ч (х240). Составы насыщающих смесей по основным компонентам: а - 15 % Сг2О3 + 85 % У2О5; б - 25 % ТЮ2 + 75 % МпО2; в - 75 % Сг2О3 + 12,5 % ТЮ2 + +12,5 % У2О5; г - 25 % Сг2О3 + 50 % ТЮ2 + 25 % У2О5; д - 75 % Сг2О3 + 12,5 % ТЮ2 + 12,5 % МпО2; е - 25 % Сг2О3 +
+ 50 % ТЮ2 + 25 % МпО2
Т1, Мп, Ре, Л1
и ш я
о
К хо
р о4 Н
® 3
Я I
3 "
3
14
О
80 60 40 20
\-\1—V Л Мп /~Ре
20
40 60 80
Расстояние от поверхности
100
Микроструктура
Рис. 7. Распределение элементов в диффузионном слое на стали У8 после титаномарганцирования при Т = 1100 °С, т = 6 ч (х240); состав насыщающей смеси по основным компонентам: 25 % ТЮ2 + 75 % МпО2
Однако отмечен интенсивный рост Т^Мп карбидных покрытий, полученных в смесях с преобладанием Мп02 (рис. 6б). Как отмечалось в ряде работ [10-12], такой рост карбидных слоев свойствен либо для случая реакционной диффузии, либо для случая образования на поверхности жидкометаллической фазы.
Увеличение вклада карбидообразующих элементов и углерода основы в процесс образования
Т^Мп карбидных покрытий может быть связано с адсорбционными процессами, не отличающимися по своей сущности от каталитических [11]. Кроме того, создание жидкометаллической подложки на основе алюминия ха-
рактеризуется тем, что адсорбционные и термодинамические процессы более энергетически выгодны [12-14]. Присутствие алюминия почти в чистом виде, который участвует в образовании жидкометаллической фазы, доказывается данными
микрорентгеноспектралъного анализа (рис. 7) и состоянием оплавленной поверхности в начальный период формирования карбидного слоя.
Промышленные испытания подтвердили эффективность оптимизированных
многокомпонентных карбидных слоев. Эксплуатационная стойкость матриц для холодной высадки, форсунок для малярных работ и направляющих для навивки пружин с карбидными покрытиями, полученными методом ХТО, в оптимальных порошковых Сг-Т1-У и Сг-Т1-Мп смесях [15, 16], повысилась в 2-10 раз по сравнению со стандартным инструментом.
В Ы В О Д Ы
б
а
в
г
д
е
1. Проведена оптимизация составов насыщающих смесей по микротвердости и износостойкости в условиях абразивного изнашивания и сухого трения скольжения карбидных слоев на стали У8 для двух- и трехкомпонентных систем на основе Сг-Т1-У и Сг-Т1-Мп.
Выбраны оптимальные составы
насыщающих смесей, обеспечивающие при химико-термической обработке получение карбидных слоев с максимальной износостойкостью. В ре-
зультате оптимизации процессов
износостойкость многокомпонентных
карбидных покрытий в системах Сг-Т1-У и Сг-Т1-Мп повысилась в 30-70 раз, а по сравнению с хромированием - в 10-30 раз.
2. Показано, что экстремальное повышение | микротвердости и износостойкости
многокомпонентных карбидных слоев обусловлено следующими причинами:
• преобладанием в диффузионных слоях карбидов с наиболее высокими показателями механических свойств - карбидов титана и ванадия;
• наличием взаимной растворимости карбидов, входящих в состав слоев (в пределах
I 5-10 %);
• высокой степенью текстурованности карбидов, образованных на стали при многокомпонентном диффузионном насыщении с участием ванадия.
3. Кинетика формирования многокомпонентных карбидных слоев носит общеизвестный характер: зависимость толщины слоя от времени близка к параболической, а от температуры - к экспоненциальной. Аномально высокая скорость роста Т1-Мп карбидных слоев объясняется образованием на поверхности стали жидкометаллической фазы на основе алюминия.
Л И Т Е Р А Т У Р А
1. Новик, Ф. С. Математические методы планирования экспериментов в металловедении. Раздел IV / Ф. С. Но-вик. - М.: МиСИС, 1971. - 148 с.
2. Некоторые физико-механические свойства сплавов 7гС-ЫЪС-МоС!-х / В. Д. Функе [и др.] // Порошковая металлургия. - 1977. - № 12. - С. 76-82.
3. Шматов, А. А. Исследование свойств многокомпонентных карбидных слоев методом симплексных решеток // Тез. докл. всесоюзн. науч.-техн. конф. / А. А. Шматов. - М., 1986. - С. 181-183.
4. Ворошнин, Л. Г. Исследование износостойкости карбидных покрытий системы методом симплексных решеток / Л. Г. Ворошнин, А. А. Шматов // Доклады АН БССР. - 1983. - № 3. - С. 238-239.
5. Шматов, А. А. Исследование и оптимизация процессов многокомпонентного насыщения сталей и чугуна карбидообразующими элементами: дис. ... канд. техн. наук / А. А. Шматов. - Минск, 1983. - 222 с.
6. Самсонов, Г. В. Физическое материаловедение карбидов / Г. В. Самсонов, Г. Ш. Упадхая, В. С. Нешпор. -Киев: Наукова думка, 1974. - 456 с.
7. Самсонов, Г. В. Некоторые закономерности начальной стадии реакционной диффузии / Г. В. Самсонов, Г. Л. Жунковский // Защитные покрытия на металлах. - 1973. - Вып. 7. - С. 21-33.
8. Диффузионные карбидные покрытия / В. Ф. Лоскутов [и др.]. -Киев: Техника, 1991. -168 с.
9. Хижняк, В. Г. Разработка физико-химических и технологических основ нанесения на поверхность сталей и твердых сплавов двухкомпонентных покрытий на основе карбидов переходных металлов для повышения служебных характеристик изделий: автореф. дис. ... докт. техн. наук / В. Г. Хижняк. - Киев, 1998. - 24 с.
10. Структура, электронное строение и механические свойства покрытий на основе карбида титана на стали У10А / В. Г. Хижняк [и др.] // Наук. вкш Нац. техн. ун-ту Украши. - 2001. - № 3. - С. 84-90.
11. Металловедение. Термическая и химико-термическая обработка сплавов: сб. науч. тр. / Моск. гос. техн. ун-т. - М.: Изд-во МГТУ, 2003. - 246 с.
12. Лоскутова, Т. В. Комплексное насыщение углеродистых сталей и твердых сплавов ниобием и хромом: автореф. дис. ... канд. техн. наук / Т. В. Лоскутова. - Киев, 2004. - 20 с.
13. Пантелеенко, Ф. И. Исследование механизма формирования, строения и свойств карбидных покрытий на основе хрома на предварительно цинкованных сталях: дис. ... канд. техн. наук / Ф. И. Пантелеенко. - Минск, 1977. - 263 с.
14. Попов, В. Е. Кристаллизация тугоплавких карбидов из растворов в металлических расплавах и получение композиционных материалов: дис. ... канд. техн. наук. - Л., 1976. - 160 с.
15. Состав для комплексного насыщения изделий: а. с. 1046328 СССР / Л. Г. Ворошнин, Г. В. Борисенок, А. А. Шматов [и др.] // Б. И. - 1983. - № 37, С23С, 9/02 от 3.06.1982.
16. Состав для комплексного насыщения стальных изделий: а. с. 1477780 СССР / Л. Г. Ворошнин, А. А. Шматов, Б. Б. Хина [и др.] // Бюл. изобр. - 1989. - № 17. -С23С, 10/52 от 12.10.1987.
Поступила 17.07.2007
