CC BY
61
Плазменное упрочнение валков сортопрокатного стана: структурно-масштабные уровни модификации чугуна
А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, Ю.Ф. Иванов1, В.Я. Чинокалов, В.Е. Громов
Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия 1 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634021, Россия
Методами металлографии травленого шлифа, сканирующей электронной микроскопии изломов, дифракционной электронной микроскопии тонких фольг проведены исследования структурно-фазового состояния чугуна марки СШХНФ, подвергнутого поверхностной плазменной обработке. Показано, что в результате воздействия в материале формируется многослойная структура, характеризующаяся закономерным изменением фазового состава, морфологии, степени дефектности и размеров кристаллитов фаз.
Plasma hardening of section-rolling mill rollers: structural-scale levels
of cast iron modification
A.B.Yuriev, O.Yu. Efimov, Yu.F. Ivanov1, VYa. Chinokalov, and V.E. Gromov
Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia 1 Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
Methods of metallography for etched sections, scanning electron microscopy of fractures and diffraction electron microscopy of thin foils are used to study the structural-phase state of cast iron Fe-C-Si-Mn-Cr-Ni-P-S subjected to surface plasma treatment. It is shown that the treatment results in the formation of a multilayer structure in the material, which is characterized by a regular variation of phase composition, morphology, damage content and size of crystallite phases.
1. Введение
Одним из эффективных методов повышения стойкости валков прокатных станов является обработка их концентрированными потоками энергии [1-3]. Так, мик-роплазменное упрочнение калибров валков мелкосортных станов ОАО «Криворожсталь» привело к повышению их стойкости на 40^60 % [4, 5]. На ОАО «ЗападноСибирский металлургический комбинат» для повышения эксплуатационных свойств валков стана 450 применяют плазменную закалку боковых поверхностей бочки, что приводит к снижению их удельного износа на 3 8^55 % и значительно повышает технико-экономические показатели стана без существенных дополнительных капитальных вложений [6]. Установление физической природы повышения стойкости валков, лежащей в основе разработки новых технологий и оптимальных
режимов упрочнения, должно учитывать формирование и эволюцию структурно-фазовых состояний материалов на разных масштабных уровнях [7]. Целью настоящей работы являлось исследование структурно-фазового состояния валков, подвергнутых плазменной закалке, и выявление закономерностей изменения структуры материала на различных масштабных уровнях по мере удаления от поверхности обработки.
2. Материал и методика исследования
В качестве материала исследования использовали валки диаметром 900 мм из чугуна марки СШХНФ следующего химического состава (вес. %): Fe-(3.3^3.5)C-(1.35-1.7^-(0.5-0.65)Мп-(0.2-0.4)Сг-(1.4-1.6)№-(<0.2)Р-(<0.02^. Поверхностное упрочнение проводили на установке плазменной наплавки и закалки
© Юрьев А.Б., Ефимов О.Ю., Иванов Ю.Ф., Чинокалов B^., Громов B.E., 2006
УПН-303 плазмотроном прямого действия типа СМ по технологическому режиму (I = 120 А, V = 3 см/с, ^сопла = = 6 мм), обеспечивающему оптимальные глубину слоя, структуру металла и качество поверхности [6]. Исследования структурно-фазового состояния модифицированного слоя осуществляли методами оптической микроскопии (прибор Neophot-21, поперечное сечение фрагмента валка), сканирующей (приборы BS-301 Tesla и SEM-515 Philips, поперечный излом фрагмента валка) и просвечивающей дифракционной (прибор ЭМ-125) электронной микроскопии. Методами дифракционной электронной микроскопии анализировали структуру фольг, располагавшихся на глубине ~50, 160, 210, 260 и 1100 мкм. Кроме этого исследовали фольги, полученные с поверхностного слоя толщиной 0.5 мкм. Фольги готовили следующим образом: на электроискровом станке вырезали параллельно исследуемой поверхности пластинки толщиной ~250 мкм; далее пластинки шлифовали и подвергали одностороннему электролитическому утонению в электролите состава 450 мл ортофос-форной кислоты +50 г хромового ангидрида при напряжении 20^27 В и плотности тока 2^3 А/см2. Рабочее увеличение в колонне электронного микроскопа составляло 6000^80000 крат. Окончательное увеличение достигалось с помощью компьютерной обработки негативов. Для идентификации фаз, присутствующих в материале, применялся микродифракционный анализ с использованием темнопольной методики и последующим индицированием микроэлектронограмм [8]. Изображе-
ния тонкой структуры материала (светлопольные изображения) были использованы для классификации морфологических признаков структуры, определения размеров, объемной доли и мест локализации фаз, измерения скалярной и избыточной р± плотности дислокаций, амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки к [9-11].
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Макромасштабный уровень структурнофазовых превращений
Металлография травленого шлифа позволяет исследовать состояние материала на макроуровне, т.е. на уровне фрагмента валка, групп кристаллитов (зерен феррита, перлита, графита) [7]. Анализ структуры поперечного сечения фрагмента валка позволил выделить два объема материала, различающихся степенью трави-мости: упрочненный поверхностный слой (указан стрелками на рис. 1, а) и осевой слой (основной объем материала). Поверхностный слой образца, как показали исследования внутризеренного уровня материала, по степени плазменного воздействия также можно разделить на два объема: зону оплавления и зону термического влияния (рис. 1, б-г). Микроструктура зоны оплавления, судя по характерной картине травления полированного шлифа, состоит из мелкодисперсного ледебурита (рис. 1, в), зоны термического влияния — мартенсита, остаточного аустенита, монолитных карбидов и
Рис. 1. Макро- (а) и микроструктура (б-г) участка зоны воздействия плазменного потока на образец чугуна. х5 (а); х200 (б); х800 (в, г). На (а) стрелками указан плазменно-упрочненный слой
Рис. 2. Структура поверхности разрушения фрагмента валка, подвергнутого упрочняющей плазменной обработке. Сканирующая электронная микроскопия. Стрелками указаны микропоры
глобулярного графита (рис. 1, г). Микроструктура осевой зоны представлена пластинчатым перлитом, частицами монолитных карбидов, участками ледебурита (перлито-карбидная эвтектика) и глобулярного графита.
3.2. Макро- и мезомасштабные уровни структурных превращений (сканирующая электронная микроскопия поверхности разрушения)
Плазменная обработка валка, способствующая структурно-фазовым превращениям в приповерхностном слое чугуна, закономерным образом отражается и на строении поверхности разрушения фрагментов изделия. Уже при малых увеличениях (-500^600 крат) обнаруживается поверхностный слой, на границе раздела которого с основным объемом материала часто выявляются продольные трещины и микропоры, указывая на остаточные упругие напряжения, возникающие в материале в результате термического воздействия (рис. 2, а). При сравнительно больших увеличениях (4000^5 000 крат) выявляется столбчатое строение данного слоя (рис. 2, б). Последнее позволяет утверждать, что данный слой сформировался в результате скоростной кристаллизации расплава. Толщина столбиков кристаллизации составляет -0.25^0.3 мкм. Столбики фрагментированы, т.е. разделены на участки, средние размеры которых 0.5^0.6 мкм.
В работе [12] для ряда сплавов, в том числе и сталей, приведена корреляционная зависимость между ско-
ростью охлаждения (в интервале от 10 до 106 К/с) и величиной дендритного параметра, имеющая следующий вид:
d = AV- л,
где d — величина дендритного параметра (расстояние между дендритами), мкм; V — скорость охлаждения, К/с; А и п — постоянные, зависящие от материала. Используя в качестве дендритного параметра величину поперечных размеров столбиков кристаллизации, т.е. принимая d = 0.3 мкм, и взяв значения А и п для стали из [12], можно оценить величину скорости кристаллизации поверхностного слоя валка, подвергнутого плазменной обработке. Оценки приводят к значениям V = ~6 • 106 К/с. Последнее вполне согласуется с представленными в работе [12] закономерностями, из которых следует, что при скоростях охлаждения ~106 К/с кристаллизация расплава протекает путем роста столбчатых кристаллов, совершенно лишенных боковых ответвлений, т.е. формируется структура, подобная представленной на рис. 2, б.
Подслой, примыкающий к поверхностному слою, имеет чашечный излом, средние размеры элементов структуры которого составляют 5^8 мкм (рис. 2, а). Чашечки излома имеют гладкую поверхность, что указывает на хрупкий характер разрушения материала. Можно предположить, что данный подслой образца сформировался в результате мартенситного а-превращения.
Размеры чашечек излома могут в этом случае соответствовать размерам пакетов кристаллов мартенсита либо размерам кристаллов пластинчатого мартенсита. При большем удалении от поверхности обработки (в пределах слоя термического влияния) выявляется структура, по тонкому строению которую можно разделить на три типа (рис. 2, в), а именно: фасетки с гладкой поверхностью разрушения, характерной для хрупкой составляющей структуры материала; фасетки, имеющие ручьистый характер излома, формирующийся в результате разрушения пластичных областей материала, и фасетки, имеющие структуру в виде параллельных полос (структура характерна для разрушения пластинчатого перлита) [13].
Поверхность разрушения основного объема материала имеет структуру смешанного типа, состоящую из фасеток хрупкого скола и фасеток с ручьистым узором, указывая на хрупко-вязкий характер разрушения (рис. 2, г). Характерной чертой данного объема материала является наличие большого количества зерен глобулярного графита, которые практически отсутствовали в поверхностном слое материала.
Таким образом, исследования поверхности разрушения плазменно-упрочненного валка, выполненные методами сканирующей электронной микроскопии, выявили слоистый характер приповерхностной зоны материала, обусловленный формированием слоя кристаллизации расплава и слоя термического влияния. Слой, формирующийся при кристаллизации расплава, имеет ярко выраженную столбчатую структуру, характерную для материалов, охлажденных с высокими скоростями.
3.3. Мезо-, микро- и наномасштабные уровни структурно-фазовых превращений
Методы дифракционной электронной микроскопии позволяют рассмотреть структуру материала и с точки зрения фазового состава и с точки зрения состояния дефектной субструктуры одновременно на нескольких масштабных уровнях [7].
Фазовый состав материала. Микродифракционный электронно-микроскопический анализ выявил присутствие в исследуемом материале следующих фаз: а-фаза (феррит, ОЦК кристаллическая решетка, твердый раствор углерода и легирующих элементов в кристаллической решетке на основе железа), у-фаза (аустенит, ГЦК кристаллическая решетка, твердый раствор углерода и легирующих элементов в кристаллической решетке на основе железа), графит, карбид железа (цементит, орто-ромбическая кристаллическая решетка). Данные фазы распределены в объеме исследуемого материала закономерным образом, относительное содержание их существенным образом зависит от глубины расположения анализируемого слоя.
Морфология фаз. В исследуемом материале а-фаза (структурно-свободный феррит) присутствует в двух су-
щественно различающихся морфологических состояниях, прежде всего, в виде зерен микронных размеров. В зернах феррита наблюдается дислокационная субструктура, распределенная по объему зерна хаотически (структура дислокационного хаоса). Скалярная плотность дислокаций составляет (р^ ~ 3.2 • 1010 см-2.
Вторая морфологическая составляющая а-фазы — зерна, средние размеры которых составляют 35^40 нм (так называемая нанокристаллическая зеренная структура) (рис. 3). Характерной особенностью данного типа структур являются кольцевые микроэлектронограммы, свидетельствующие о малом размере дифрагирующих кристаллитов (рис. 3, в) [14]. Как правило, по границам нанокристаллов железа располагаются частицы цементита, средние размеры которых составляют 3^ 5 нм (рис. 3, г). Следовательно, нанокристаллическая морфологическая составляющая структуры а-фазы содержит
Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение структуры упрочненного валка. Зерна феррита нанокристаллических размеров; а — светлое поле; б, г — темные поля, полученные в рефлексах [110]а^е и [101^е3С соответственно; в, д — микроэлектро-нограммы (стрелкой указан рефлекс темного поля)
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры упрочненного валка. Глобула цементита: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в рефлексе [201^е3С; в — микроэлектронограмма (стрелкой указан рефлекс темного поля). На (а) стрелкой обозначен изгибный экстинкционный контур
включения второй фазы (карбида железа), частицы которой, по всей видимости, оказывают стабилизирующее действие и способствуют формированию и сохранению нано структуры [15].
Аустенит (у-фаза) также имеет две морфологические разновидности. Первая морфологическая составляющая — это зерна аустенита. В объеме зерен аустенита наблюдается дислокационная субструктура в виде сеток и хаоса. Скалярная плотность дислокаций составляет (р) ~ 3.6-1010 см 2. По границам зерен аустенита в отдельных случаях обнаружено присутствие включений цементита в виде глобул и прослоек.
Вторая морфологическая составляющая у-фазы — прослойки и островки различной формы и размеров, присутствующие в структуре мартенсита или, наоборот, разделенные отдельно расположенными кристаллами мартенсита (все зависит от соотношения объемных долей аустенита и мартенсита). Как правило, прослойки содержат дислокационную субструктуру в виде сеток, скалярная плотность дислокаций в данном случае несколько выше, чем в зернах структурно-свободного аус-тенита.
Графит присутствует в исследуемом материале в виде зерен (глобул), размеры которых (выявленные методами тонких фольг) изменяются в весьма широких пределах: от долей до единиц и десятков микрометров. В объеме глобул обнаруживаются отдельно расположенные дислокации. В некоторых случаях зерна графита содержат включения цементита в виде отдельно расположенных частиц, размеры которых составляют 30^45 нм.
Цементит присутствует в чугуне как в виде самостоятельных зерен (глобул) различной формы и размеров, так и в виде вторичного и третичного цементита в структуре мартенсита, зерен феррита и аустенита. Цементит зернистого типа, как правило, имеет дислокационную субструктуру в виде хаотически распределенных дислокаций (рис. 4). Скалярная плотность дислокаций относительно мала ^ ~ 1 • 1010 см-2. Часто в зерне цементита наблюдаются изгибные экстинкционные кон-
туры, указывающие на изгиб-кручение кристаллической решетки цементита (рис. 4, а, контур указан стрелкой).
Растворение зерен цементита, имеющее место при плазменной обработке, приводит к формированию структуры смешанного типа, состоящей из глобул цементита субмикронных размеров, островков аустенита, кристаллов или зерен субмикронных размеров феррита
и, в некоторых случаях, зерен перлита субмикронных размеров. Характерные электронно-микроскопические изображения структуры данного типа приведены на рис. 5.
Перлит — структурное образование, сформированное из двух фаз — феррита и цементита. В исследуемом материале обнаруживается перлит пластинчатый (основная морфологическая составляющая материала) (рис. 6, а-в), перлит глобулярный и «псевдоперлит». Перлит сохраняет свою морфологию лишь за пределами зоны термического влияния. Плазменная обработка материала сопровождается разрушением перлитной структуры. В том случае, если данный процесс не сопровождается полиморфным превращением, преобразование пластинчатого перлита протекает следующим образом. На первой стадии пластины цементита разбиваются на слаборазориентированные фрагменты, наиболее отчетливо выявляемые методом темнопольного анализа. В ферритных прослойках на дислокациях наблюдается образование наноразмерных частиц карбидной фазы сферической формы, предположительный химический состав которых Ре3С или Бе20С9. На более поздней стадии растворения пластины цементита теряют свою сплошность, объемная доля наноразмерных частиц карбидной фазы, расположенных в прослойках феррита, увеличивается (рис. 6, г). Завершается процесс преобразования пластинчатого перлита формированием зерен феррита, содержащих в объеме частицы цементита сферической либо глобулярной формы, т.е. формируется структура, подобная глобулярному перлиту (рис. 6, е, ж).
Мартенситная структура формируется в результате полиморфного у^а-превращения, протекающего по сдвиговому механизму. В зависимости от концентрации
Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры упрочненного валка: а, г — светлые поля; б, д — темные поля, полученные в рефлексах [031^е3С и [122^е3С соответственно; в, е — микроэлектронограммы к (а) и (г) соответственно (стрелкой указан рефлекс темного поля)
Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение перлитной структуры упрочненного валка: а, е — светлые поля; б, г, ж — темные поля, полученные в рефлексах [112^е3С, [211^е3С + [110]а-Ре и [013^е3С соответственно; в, д, з — микроэлектронограммы (стрелкой указан рефлекс темного поля)
Рис. 7. Электронно-микроскопическое изображение мартенситной структуры упрочненного валка: а, б — светлые поля; в, д — темные поля, полученные в рефлексе [110]а^е и [002]у^е соответственно; г, е — микроэлектронограммы к (в) и (д) соответственно (стрелкой указан рефлекс темного поля)
углерода в сплавах железо-углерод (стали и чугуне) формируются две морфологические разновидности мартенсита — кристаллы пластинчатого мартенсита и кристаллы пакетного мартенсита [9]. Первые формируются при содержании углерода ~0.6 вес. % и более, вторые — при меньшей концентрации углерода. Пластинчатый мартенсит представляет собой отдельно расположенные кристаллы а-фазы, как правило, разделенные прослойками или островками остаточного аустенита (рис. 7, а). Пакетный мартенсит представляет собой структурное образование, сформированное кристаллами мартенсита, расположенными параллельно друг другу и сгруппированными в пакеты (рис. 7, б, в). Довольно часто формирование пакетного мартенсита носит незавершенный характер. В этом случае в пакете обнаруживается остаточный аустенит, располагающийся в виде тонких прослоек вдоль границ кристаллов мартенсита (рис. 7, д, е). В объеме кристаллов и пластинчатого и пакетного мартенсита наблюдается сетчатая дислокационная субструктура с весьма высокой скалярной плотностью дислокаций ~ 1011 см-2. При этом в пластинчатом мартенсите плотность дислокаций несколько выше, чем в пакетном [9]. Еще одним дефектом структуры, обнаруживаемым преимущественно в пластинчатом мартенсите, являются двойники превращения [9].
Как уже отмечалось выше, в зоне термического воздействия выявлены структуры, представляющие собой различные стадии преобразования перлита без полиморфного превращения железа. В случае, когда преоб-
разование перлита сопровождается полиморфным превращением железа, в условиях высоких скоростей нагрева и охлаждения, имеющих место при плазменной обработке, удается зафиксировать различные стадии протекания данного процесса. Рисунок 8 демонстрирует стадию неполного растворения цементита, когда на месте бывших пластин феррита в результате мартенситного превращения сформировались кристаллы пакетного мартенсита, а прослойка цементита сохранились частично. Отметим, что подробно растворение перлита пластинчатой морфологии и формирование закалочной структуры были проанализированы при изучении структурно-фазовых превращений, протекающих в углеродистых сталях при обработке лазерным [16-18] и импульсным низкоэнергетическим сильноточным электронным [19] пучками.
Градиент структурно-фазового состояния материала. Из рассмотрения структурно-фазового состава материала в зависимости от расстояния до поверхности плазменной обработки следует, что состояние слоя, лежащего за пределами зоны термического влияния, представлено зернами перлита пластинчатой и глобулярной морфологии (основным является перлит пластинчатой морфологии), зернами «псевдоперлита», зернами графита, глобулами цементита и зернами структурно-свободного феррита, содержащими в небольшом количестве наноразмерные частицы цементита.
Слой, расположенный на глубине ~250 мкм (зона термического влияния), имеет более разнообразную
Рис. 8. Электронно-микроскопическое изображение структуры упрочненного валка. Пакетный мартенсит, формирующийся в пластинах феррита перлитного зерна: а — светлое поле; б, в — темные поля, полученные в рефлексах [110]а-Бе и [010]Бе3С соответственно; г, д — микроэлектро-нограммы к (б) и (в) соответственно (стрелкой указан рефлекс темного поля)
структуру и состоит из набора следующих фаз: аусте-нита остаточного, мартенсита пластинчатого и пакетного, перлита пластинчатого и глобулярного, глобул цементита и графита. Перлит в большинстве случаев находится на стадии термического разрушения. В объеме колоний перлита, претерпевших частичное превращение, протекавшее по схеме:
а-Бе + Fe3C ^ а-Бе + Fe3C + у-Бе ^
^ Fe3C + у-Бе + а-Бе (мартенсит), обнаружена своеобразная структура, характерная для высокоскоростных процессов, имеющих место при обработке стали и чугуна высокоэнергетическими способами (лазерная обработка, обработка электронными и мощными ионными пучками). Следовательно, структура данного слоя содержит элементы структуры исходного состояния и вновь сформировавшихся в результате термического воздействия.
Слой, расположенный на глубине —210 мкм (вблизи границы раздела слоя расплава и зоны термического влияния), сформировался в результате скоростной пере-закалки. Основными составляющими структуры являются аустенит и мартенсит, присутствуют нераство-рившиеся глобулы цементита и графита. Зерна перлита не обнаружены. Малое время термического воздействия привело к подавлению выравнивающей диффузии углерода. Это способствовало формированию высоконеоднородной структуры, а именно: наблюдаются зерна структурно-свободного аустенита; зерна аустенита, содержащие в своем объеме и по границам частицы цементита; зерна аустенита, содержащие кристаллы мартенсита, объемная доля которых изменяется от единиц до десятков процентов; зерна, в которых мартенситное превращение прошло практически полностью и сформировалась структура, в основном пакетного мартенсита, характерного для низко- и среднеуглеродистых сталей.
Слой, расположенный на глубине —160 мкм (вблизи границы раздела слоя расплава и зоны термического влияния), характеризуется частичным растворением глобул цементита и графита и формированием сложной структуры, сочетающей в некотором объеме частицы цементита субмикронных размеров, островки аустенита, кристаллы мартенсита или зерна субмикронных размеров феррита. Слой структурно неоднороден и подобен в этом отношении слою, расположенному на глубине —210 мкм.
В слое, расположенном на глубине—50 мкм, формируется структура, близкая по фазовому и морфологическому составу структуре, наблюдающейся в слое, расположенном на глубине —160 мкм. Основным отличием его от слоя, расположенного на глубине —160 мкм, является практически полное растворение глобул первичного цементита.
Своеобразная структура формируется в поверхностном слое. Основной фазой данного слоя является а-фаза и цементит, а-фаза преимущественно имеет нано-кристаллическую структуру (размер кристаллитов 35^40 нм). По границам кристаллов а-фазы располагаются частицы цементита, размеры которых —3^5 нм. Второй составляющей структуры поверхностного слоя являются кристаллы мартенсита в основном пакетной морфологии. По границам кристаллов мартенсита обнаруживаются прослойки цементита, сформировавшиеся в результате «самоотпуска» закалочной структуры. В небольшом количестве обнаруживаются зерна а-фазы, размеры которых составляют 0.5^1 мкм, и островки остаточного аустенита. Глобулы цементита и графита не обнаруживаются. Судя по морфологическому и фазовому составу структуры поверхностного слоя можно предположить существенное обезуглероживание материала в результате испарения атомов углерода с обрабатываемой поверхности.
4. Заключение
Методами современного физического материаловедения (металлография травленого поперечного шлифа, сканирующая электронная микроскопия поперечного излома и послойная просвечивающая дифракционная электронная микроскопия тонких фольг) на различных структурно-масштабных уровнях проведены исследования фазового состава и дефектной субструктуры фрагментов валка сортопрокатного стана из чугуна марки СШХНФ, подвергнутого упрочняющей плазменной обработке. Выявлен слоистый характер приповерхностной зоны материала, обусловленный формированием слоя кристаллизации расплава и слоя термического влияния. Обнаружено, что слой, формирующийся при кристаллизации расплава, имеет ярко выраженную столбчатую структуру, характерную для материалов, охлажденных при скоростях —106 К/с. Показано, что фазовый состав и дефектная субструктура валка закономерным образом изменяются по мере удаления от поверхности обработки. В приповерхностном слое валка обнаружены структуры, образующиеся при высокоскоростных условиях нагрева и охлаждения стали и чугуна, и рассмотрены механизмы их формирования. На основании анализа структурно-фазового состояния поверхностного слоя валка выявлен факт частичного обезуглероживания чугуна в условиях плазменной обработки.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект № 05-02-39008).
Литература
1. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., ЗуевИ.В., Кокора А.Н. Лазерная и элект-
ронно-лучевая обработка материалов: Справочник. - М.: Машиностроение, 1985. - 496 с.
2. Крапошин В.С. Термическая обработка стали и сплавов с примене-
нием лазерного луча и прочих прогрессивных видов нагрева //
Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. - М.: ВИНИТИ, 1987. - Т. 21. - С. 144-206.
3. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов / Под ред. Б.К. Соколова, Н.Г Терегулова. - Уфа: Изд-во «Технология», 1994. - 137 с.
4. НечепоренкоВ.А., ШереметВ.А. Упрочнение и эксплуатация сортопрокатных валков // Металлургия и горнорудная промышленность. - 1999. - № 6. - С. 26-28.
5. Шапаренко А.В. Технология упрочнения прокатных валков микро-
плазменной сваркой // Сварочное производство. - 2000. - № 6. -С. 35-40.
6. Юрьев А.Б., Юрченко В.Н., Погорелое А.И. и др. Плазменное поверхностное упрочнение валков сортопрокатных станов // Металлург. - 2004. - № 8. - С. 65-66.
7. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни
пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. -Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.
8. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. - М.: Мир, 1971. - 256 с.
9. Курдюмое В.Г., Утееский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе
и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.
10. Утееский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 584 с.
11. Громов 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.
12. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния. - М.: Металлургия, 1982. - 168 с.
13. Фрактография и атлас фрактограмм: Справочник / Под ред. Дж. Феллоуза. - М.: Металлургия, 1982. - 490 с.
14. Валиев Р.З., Александров И.В. Нанокристаллические материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.
15. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем. - М.: Атомиздат, 1978. - 280 с.
16. Лясоцкий И.В., ШтанскийД.В. Изменение структуры в нелегированных сталях со структурой пластинчатого перлита при лазерном нагреве // ФММ. - 1991. - № 5. - С. 122-129.
17. Лясоцкий И.В., Штанский Д.В. Экспериментальное исследование кинетики аустенизации перлита при лазерном нагреве легированных сталей типа ШХ15 // ФММ. - 1991. - № 12. - С. 111-118.
18. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структурный и кинетический аспекты отжига тонкопластинчатого перлита // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1996. - № 5. - С. 50-59.
19. Иванов Ю.Ф. Градиентная структура, формирующаяся в перлитной стали при динамической термической обработке // Проблемы машиностроения и надежности машин. - 2004. - № 2. - С. 55-61.
