Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Особенности формирования структуры закаленных и градиентных углеродистых сталей и специальных сплавов железа, связанные с взаимодействием дефектов кристаллической решетки

Диссертация: Особенности формирования структуры закаленных и градиентных углеродистых сталей и специальных сплавов железа, связанные с взаимодействием дефектов кристаллической решетки
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

На основании анализа расчетных и экспериментальных результатов показано, что переход сплавов железа из сильно неравновесных состояний с избыточной свободной энергией от десятков до тысяч Дж/моль, получаемых закалкой, (полностью или частично ра-зупорядоченный интерметаллидпересыщенный твердый растворпереохлажденный аустенитаморфное веществовещество с концентрацией избыточных вакансий ^Ю" 4, или… Читать ещё >

Особенности формирования структуры закаленных и градиентных углеродистых сталей и специальных сплавов железа, связанные с взаимодействием дефектов кристаллической решетки (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • Глава 1. Равновесные и неравновесные состояния структуры сплавов железа
    • 1. 1. Равновесное состояние
    • 1. 2. Избыточная свободная энергия неравновесных структурно-фазовых состояний сплавов железа
    • 3. Сильно неравновесные состояния
      • 1. 4. Способы приближения материалов к равновесию

Механические и многие специальные функциональные свойства материалов являются струкчурно-чувствигельными. Формирование сгруктуры сплавов происходит в ходе всего цикла производства металлопродукции. Накоплен большой объем теоретических и экспериментальных данных, устанавливающих взаимосвязи между химическим составом сплава, режимами его обработки и свойствами. Доказаны необходимость и принципиальная возможность регулирования структуры и свойств с использованием фазовых и структурных превращений и взаимодействия дефектов кристаллической решетки при термической и деформационной обработках. Железо и его сплавы (стали) — наиболее распространенные конструкционные материалы, на которых в результате теплового и/или деформационного воздействия достигается широкий спектр свойств, обусловленный реализацией различных неравновесных состояний. Вызвано это тем, что в сплавах железа возможны и используются на практике, пожалуй, все основные причины появления отклонений от равновесия:

— отсутствие кристаллической решетки в твердом состоянии (аморфизация);

— отличие типа кристаллической решетки от равновесного (переохлажденный аустенит);

— пересыщение твердого раствора элементами внедрения или замещения;

— разупорядочение атомов легирующих элементов;

— повышенная концентрация точечных (вакансии и комплексы на их основе), наличие линейных (дислокации и дисклинации), поверхностных (границы зерен и фаз, субграницы), объемных (поры и трещины) дефектов кристаллической решетки;

— механические напряжения;

— дефекты ферромагнитной структуры;

— искусственно созданные градиенты химического состава и свойств.

Закалка и отпуск являются основными видами термической обработки сталей и специальных сплавов, при закалке реализуются неравновесные состояния, которое затем, во время отпуска, переходит в более стабильное. При этом свойства сплавов железа в сильно неравновесных состояниях могут изменяться управляемо, поэтому материалы в таких состояниях представляют огромный практический интерес. Поэтому именно сплавы на основе железа явились основным объектом данной работы.

Несмотря на то, что закалка и отпуск сплавов железа длительно и широко изучены и используются на практике, до сих пор нет общей картины процессов. Между тем весьма перспективным для рациональною назначения режимов упрочняющей и разупрочняющей термической обработки должно быть рассмотрение взаимодействия дефектов решетки, структурных и фазовых превращений с позиций термодинамики и кинетики процессов в неравновесных системах.

Термодинамическое равновесие — идеальное состояние, которому соответствует глобальный минимум свободной энергии при данных внешних условиях. В твердом состоянии равновесие достигается при строго определенных концентрациях элементов во всех фазах многокомпонентного сплава и строго определенном распределении атомов как с точки зрения соответствия направлений и расстояний связей с соседями — то есть кристаллической решетки, так и взаимного расположения атомов разного сорта по подрешеткам — дальний порядок, — и по отношению к соседям, находящимся на расстоянии не более нескольких межатомных — ближний порядок. Кроме этого, состоянию термодинамического равновесия отвечает строго определенная концентрация точечных дефектов кристаллического строения, сильно зависящая от химического состава материала, температуры и давления, а также отсутствие дефектов большей размерности. Таким образом, достижение состояния равновесия после изменения условий требует диффузионного перераспределения атомов, причем средние пути диффузии для ликвидации различных источников повышения свободной энергии могут колебаться от одного до миллиардов межатомных расстояний. При температурах намного ниже точки плавления время диффузионного перемещения атомов может оказаться весьма значительным, поэтому твердые вещества обычно находятся в неравновесном состоянии.

Все состояния с повышенной свободной энергией можно разбить на две группы по величине этой энергии: состояния с относительно небольшим избытком свободной энергии и такие, где этот избыток достаточно велик — так называемые сильно неравновесные состояния. Состояния, отнесенные к первой группе, могут существовать очень длительное время — так, границы зерен и фаз сохраняются не только в стальных изделиях из Древнего Египта, но и в метеоритах, возраст которых миллиарды лет. Структура материалов второй группы гораздо менее стабильна, что делает ее изменение объектом пристального изучения.

Сплавы железа наиболее известны и изучены в металлофизике и теоретическом и практическом материаловедении. Поэтому для повышения их свойств надо использовать все более тонкие методы воздействия, основанные на более глубоком понимании механизмов и кинетики процессов формирования и преобразования структуры. Однако до настоящего времени нет полного представления о взаимодействии дефектов кристаллической решетки, фазовых и структурных превращениях, реализации конкретных механизмов в твердом состоянии и особенно в сильно неравновесных и градиентных состояниях в этих сплавах, когда небольшие воздействия могут существенно изменить характер превращения. Необходимость получения таких знаний для научных и технических целей термической обработки конкретных сплавов обусловила актуальность данной работы.

Получить сплавы железа в сильно неравновесных состояниях можно различными способами. Это и быстрое изменение температуры, и пластическая деформация, и локальные воздействия, и многое другое. Большинство авторов исследуют результаты какого-либо одного вида воздействия или сочетания двух видов. Наиболее длительно и успешно изучалось быстрое охлаждение в твердом состоянии из аустенитной области — закалка — и получаемая структура. В зависимости от химического состава сплава и условий нагрева и охлаждения результатом будет переохлажденный аустенит, или мартенсит, или структура, содержащая и мартенсит, и остаточный аустенит. Огромный вклад в описание таких состояний внесли Э. Бейн, Г. В. Курдюмов, Г. Закс, 3. Нишияма и их ученики. Они установили, что свежеобразованный мартенсит — пересыщенный твердый раствор элементов внедрения (чаще всего углерода) в объемноцентрированной решетке железа, причем получаемый сдвиговым превращением и сохраняющий когерентную связь с решеткой исходного аустенита. В их трудах описаны характерные кристаллографические (ориентационные соотношения, габитусные плоскости, степень тетрагональности), морфологические (размер, форма и взаимное расположение кристаллов, дефекты решетки) и термокинетические особенности мартенситного превращения в зависимости от состава стали и условий термической обработки. В работах научных школ В. Д. Садовского, М. JI. Берн штейна, К. Ф. Стародубова, Л. М. Утевского, Р. И. Энтина, JI. М. Капуткиной и др. исследовано влияние повышения дефектности аустенита в ходе термомеханической обработки на указанные особенности мартенситного превращения.

В трудах упомянутых выше авторов, а также Олсона, М. Коэна, В. Н. Гриднева, JI. И. Лысака, М. В. Белоуса, Ю. А. Скакова, М. А. Штремеля, В. Г. Гаврилюка и др. описаны процессы, протекающие при диффузионном перемещении атомов после закалки стали — то есть при ее отпуске. Эти процессы приводят к постепенному изменению фазового состава: появлению карбидных фаз, ОЦК феррита, исчезновению остаточного аустенита и тетрагонального мартенсита, — а также к серьезным изменениям структуры: ее полигонизации и рекристаллизации.

Умеренная пластическая деформация сталей приводит к повышению плотности дефектов кристаллического строения В трудах Р. Хоникомба, Ж. Фриделя, А. X. Коттрелла, А. Н. Орлова, И. В. Горынина, В. В. Рыбина и др. показано конкретное влияние режимов пластической деформации на эти дефекты и на механические свойства материалов. С. С. Горелик и др. изучали термическую стабильность получающихся структур и их преобразования при нагреве, обеспечивающем диффузионную подвижность атомов и дефектов.

Интенсивная пластическая деформация, как показано в работах П. У. Бриджмена, В. Сегала, О. А. Кайбышева, Р. 3. Валиева и др., приводит к значительному возрастанию плотности двумерных дефектов кристаллической решетки — границ зерен и фаз. Размер зерна может быть уменьшен до величин ~108 м, что приводит к очень существенному повышению твердости и изменению физических свойств. При этом термическая стабильность таких состояний существенно ниже, чем после умеренной пластической деформации.

Такое же, а то и более значительное измельчение зерна достигается при быстром изменении агрегатного состояния вещества. Закалка из жидкости или газа позволяют получить зерна диаметром менее 100 нм, а в некоторых случаях даже аморфизировать сплавы на основе железа Многочисленные исследования последних лет, проведенные А. М. Глезером, Р. А. Андриевским, Ю. А. Скаковым, Н. И. Носковой и др., позволили выявить условия и особенности получения, а также исследовать термическую стабильность указанных состояний сплавов железа.

Столь же мелкого зерна и аморфизации удалось добиться Ю. М. Полукарову, И. Васеде, В. В. Поветкину, И. М. Ковенскому и др. при химическом или электролитическом осаждении железа и сплавов на его основе. Подробное изучение таких материалов выявило порядок и температурные интервалы структурных и фазовых превращений. При этом поведение таких материалов при нагреве аналогично поведению схожих по составу сплавов после интенсивной пластической деформации или закалки из жидкости или газа.

Огромное количество работ посвящено различным способам локальной поверхностной термической обработки с использованием всевозможных источников энергии: плазмы, электромагнитного излучения, электрического тока, потока электронов и так далее. Все исследования показывают, что определяющее влияние на формирование структуры и свойств оказывают тепловые и геометрические параметры нагрева и охлаждения, а не природа источника нагрева.

Любым способом полученные сильно неравновесные состояния являются термически нестабильными и при развитии диффузионных процессов переходят в состояния с меньшей свободной энергией.

До настоящего времени все такие состояния и процессы, проходящие в сплавах при последующих внешних воздействиях на них, чаще изучались изолированно друг от друга — в основном разделяя по способу получения, — хотя их сравнение показывает, что они имеют много общего. Практически важно выявить наиболее существенные признаки и управляющие параметры таких систем.

Цель настоящей работы заключалась в выявлении особенностей и установлении закономерностей формирования и преобразования структуры в углеродистых сталях и специальных сплавах на основе железа, подвергаемых закалке и последующему отжигу (отпуску), связанных с влиянием взаимодействия дефектов кристаллической решетки. Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Систематизация и классификация структур сплавов железа, получаемых закалкой, на основании уровня их избыточной свободной энергии и концентрации дефектов разных типов.

2. Уточнение общих закономерностей и выявление особенностей формирования структуры сплавов железа с элементами замещения и/или внедрения при закалке из различных агрегатных состояний: твердого, жидкого, газообразного.

3. Выявление особенностей протекания диффузионных процессов в сплавах железа с ОЦК решеткой, связанных с взаимодействием дефектов решетки (особенно атомов внедрения).

4. Установление и уточнение закономерностей влияния дефектов решетки на механизм и кинетику превращений диффузионного и сдвигового типов в переохлажденном аустените.

5. Установление и уточнение закономерностей протекания процессов отпуска мартенсита в углеродистых сталях.

6. Выявление особенностей влияния градиентов температуры, напряжений, химического состава на взаимодействие дефектов решетки и формирование структуры и структурно-чувствительных свойств в сплавах железа с элементами замещения и внедрения.

7. Использование выявленных особенностей и установленных закономерностей формирования структуры для решения прикладных задач повышения эффективности термической обработки, обеспечивающей необходимые функциональные характеристики продукции из углеродистых (с 0,4.0,8% С), низколегированных и инструментальных сталей.

В качестве основного критерия неравновесности была взята оценка избыточной свободной энергии различных структурно-фазовых состояний железа и его сплавов. На основании расчетных и собственных литературных и экспериментальных данных рассмотрены конкретные механизмы и кинетика процессов последовательного перехода в промежуточные метастабильные и стабильные состояния в зависимости от химического состава, характера исходного состояния и параметров внешних воздействий.

Большое количество несходящихся, а часто и противоречивых литературных данных, особенно касающихся конкретных механизмов, температурно-временных интервалов низкотемпературных или быстро протекающих превращений, обусловило необходимость разработки новых экспериментальных приемов и методик исследования. Исследования были проведены новыми и широко применяемыми металлофизическими методами на большом числе сплавов железа (системы Fe-C, Fe-Mn-C, Fe-Ni, Fe-W-Mo-Cr-V-C, Fe-Zr-N, Fe-Zr-Al-N-0, Fe-Cr-Ni-N-C с небольшими добавками других легирующих элементов, композиционные материалы TiC/стапь).

Научная новизна результатов исследования заключается в следующем:

— Установлены особенности и уточнены закономерности формирования структуры в сплавах железа с 0,3.2,0 мас.%С — как без других легирующих элементов, так и в присутствии сильных карбидообразователейв азотсодержащей высокопрочной стали, в сплавах на основе Fe-Si-Al, в сплавах типа Fe-Zr-(Al)-N-(0), композиционных материалах TiC/сталь, Fe-(C)/Ni при закалке в твердом, из жидкого и из газообразного состояний.

— Показано, что переход сплавов железа из сильно неравновесных состояний с избыточной свободной энергией от десятков до тысяч Дж/моль в состояния с меньшей избыточной свободной энергией может быть обратимым, когда осуществляется путем кооперативного перемещения и атомов, и дефектов решетки, а их индивидуальное (диффузионное) перемещение приводит к необратимости этого перехода.

— Установлен порядок и температурно-временные условия протекания процессов, предшествующих двухфазному распаду мартенсита углеродистой стали: обратною мартенситного превращения, распада цепочек вакансий на моновакансии, образования у1лерод-вакансионных кластеров и сгока вакансий.

— Выявлено, что процесс двухфазного распада углеродистого мартенсита идет в две последовательные стадии: диффузия углерода и сдвшовое превращение обогащенных углеродом областей в гексагональный промежуточный е-карбид, химический состав которого определен как Fe^C, определены геометрические пределы существования е-карбида.

— Определены температурно-временные интервалы образования различных продуктов превращения переохлажденного — в том числе остаточного — аустенита при нагреве высокоуглеродистой стали: бейнитной «бахромы» вокруг кристаллов мартенсита при температурах выше 398 К, новых кристаллов изотермического мартенсита выше 473 К и тонкопластинчатого перлита выше 523 К.

— Установлена взаимосвязь между энергией активации диффузионного распада переохлажденного твердого раствора и параметрами С-образной диаграммы его распадатемпературой минимальной устойчивости исходного твердого раствора и температурой сольвуса или эвтектоидного превращения.

— Обнаружено, что в многокомпонентном материале изменение скорости диффузионного перераспределения металлических атомов при добавлении элемента внедрения с различным сродством к компонентам основы зависит от их исходного распределения (в том числе и для атомов, не участвующих в образовании фаз внедрения). Эта скорость возрастает, если металлические агомы исходно составляли однородный твердый раствор, и уменьшается, если различные металлы исходно располагались отдельно (в композиционном материале).

— Установлено, что при формировании текстуры мартенсита в сплавах железа с элементами внедрения внутренние напряжения вызывают неравновероятность реализации различных вариантов ориентационного соотношения и преимущественную ориентацию длинной оси тетрагональной ячейки вдоль направления действия растягивающих напряжений.

— Обнаружено различное влияние внешнего магнитного поля на характеристики внутреннего трения в магнитно-мягком материале: оно не влияет на амплитудно-зависимое внутреннее трение в сплаве сендаст, но амплитудно-независимое внутреннее трение в переменном магнитном поле существенно снижается. Это связано с тем, что энергию на отрыв границ магнитных доменов от мест их закрепления дают не механические колебания, а колебания магнитного поля.

— Исследовано влияние условий магнетронного напыления и вакуумного отжига перспективных магнитно-мягких Fe-Zr-N и Fe-Zr-Al-N-О пленок на их структуру, химический и фазовый состав, выявлены условия частичной и полной аморфизации напыленных сплавов и получения наилучших магнигно-мягких свойств (Не = 4 А/м).

На основании решения научных и прикладных задач по диффузии и кинетике превращений в сталях и специальных сплавах разработаны и опробованы рекомендации по выбору технологий и назначению режимов термической обработки. Практическая значимость результатов исследования заключается в следующем:

— На основании выявленных закономерностей влияния температурно-временных условий на протекание превращений при отпуске мартенсита и остаточного аустенита разработаны и опробованы технологические режимы скоростных закалки и отпуска проволоки из углеродистых сталей 45, 50, 55, 60, 70, обеспечивающие выполнение требований ТУ 14−178−239−92 к свойствам указанных сталей.

— Установленная взаимосвязь между энергией активации диффузионного распада переохлажденного аустенита и параметрами С-образной диаграммы его распада и выявленные закономерности влияния взаимодействия дефектов решетки на механизм и кинетику протекания превращений использованы для разработки технологии ускоренного охлаждения горячекатаного подката для высокоточного сортового подката. ,.

— Методика расчета температуры минимальной устойчивости переохлажденного твердого раствора, основанная на установленной взаимосвязи между энергией активации диффузионного распада и параметрами С-образной диаграммы этого распада позволила осуществить выбор закалочных сред при термической обработке изделий сложной формы, что использовано для сталей 40Х, У8, ШХ15, Х12Ф1 и алюминиевых сплавов.

— Разработана и опробована технология поверхностной обработки инструментальных сталей с нагревом сконцентрированным световым потоком, обеспечивающая закалку поверхностных слоев глубиной несколько миллиметров.

— Разработана методика получения слоистого материала сталь СтЗ / латунь JI72 / высокопрочная коррозионностойкая азотсодержащая сталь 08Х14АН4МДБ, включающая высокотемпературную пайку, закалку с нагрева под пайку и отпуск, которая обеспечивает высокие прочность и пластичность этого материала.

— Разработана методика выделения компонент разностных спектров времен жизни позитронов, позволившая исследовать процессы закалки, старения и отпуска углеродистой стали и измерить время жизни позитронов в различных фазах углеродистой стали.

— Разработана методика создания из порошковых материалов объекта для исследований методом просвечивающей электронной микроскопии путем гальванического осаждения связующего металла с иной кристаллической решеткой и последующего ионно-лучевого утонения полученной заготовки фольги.

— Определен критерий коробления изделий при термической обработке, учитывающий температурное расширение материала и геометрические параметры изделия.

— Разработана методика и создана установка для измерения параметров затухания ультразвука в твердом теле с одновременным наложением продольного постоянного и/или переменного магнитного поля.

Практическая значимость результатов работы подтверждена актами опробования, опытно-промышленных испытаний и использования результатов работ при разработке эффективных технологии производства стального проката и восстановления режущего инструмента, использования разработанных методик в научных исследованиях, использования полученных в работе результатов в учебном процессе на предприятиях и в организациях Российской Федерации (Приложения 1−8).

Основные выводы по работе.

1. На основании анализа расчетных и экспериментальных результатов показано, что переход сплавов железа из сильно неравновесных состояний с избыточной свободной энергией от десятков до тысяч Дж/моль, получаемых закалкой, (полностью или частично ра-зупорядоченный интерметаллидпересыщенный твердый растворпереохлажденный аустенитаморфное веществовещество с концентрацией избыточных вакансий ^Ю" 4, или ifу с плотностью дислокаций >10 м" «, или с размером зерна <1 мкм, или с упругими нал пряжениями >10J МПа) в состояния с меньшей избыточной свободной энергией может быть обратимым, когда осуществляется путем кооперативного перемещения и атомов, и дефектов решетки, а их индивидуальное (диффузионное) перемещение приводит к необратимости эюю перехода Так, обнаружено, что в закаленных сплавах железа с 1,52,0 мае. % С при температурах ниже 175 К образуется термоупругий мартенсит. Эффект термоупругости заканчивается тогда, когда начинается снятие внутренних напряжений за счет диффузионных процессов.

2. Установлено соотношение, связывающее энергию активации диффузионного распада переохлажденного твердого раствора и параметры С-образной диаграммы его распада: температуру минимальной устойчивости исходного твердого раствора и температуру сольвуса или эвтектоидного превращения. Выявлены процессы, контролирующие перлитное превращение аустенита: в нелегированных сталях это диффузия углерода по дефектам решетки, в хромсодержащих сталях — аналогичная диффузия хрома, а в бесхромистых сталях с Мо и/или W — диффузия карбидообразующих металлических атомов по телу зерна.

3. Построена общая картина, выделены температурные интервалы превалирующего влияния и выявлены конкретные механизмы взаимодействия дефектов решетки, определяющие тип, порядок и кинетику процессов структурных и фазовых превращений при отпуске закаленных сплавов железа.

— С использованием разработанной методики выделения компонент разностных спектров времен жизни позитронов, позволяющей сократить время измерения в 10−100 раз, показано, что цепочки вакансий, формирующиеся в ходе мартенситного превращения в сплавах на основе железа, выше 188 К распадаются на моновакансиив мартенсите с 1,1−2,0%С при 238−298 К образуются пары вакансия-примесь внедрения, при 298−373 К — кластеры из вакансии и нескольких атомов углерода, выше 373 К происходит сток вакансий.

— Показано, что процесс двухфазного распада углеродистого мартенсита с 1,1−1,95% С при 373−473 К идет в две последовательные стадии: диффузия углерода и сдвиговое превращение обогащенных углеродом областей в гексагональный промежуточный е-карбид, химический состав которого определен как ИезСчастицы е-карбида растут до тех пор, пока граница содержит небольшое число (до 15) зернограничных дислокаций, после чего превращаются в цементит.

— Микронапряжения вокруг кристаллов мартенсита, приводящие к сильному ускорению диффузии элементов внедрения, и меньший объемный эффект при образовании бей-нита по сравнению с мартенситом обусловливают возможность более раннего бей-НИШ01 о превращения остаючного аустенита при отпуске. Превращение остаточного аустенита при нагреве закаленной высокоу1 леродистой стали заключается выше 398 К в образовании бейнитной «бахромы» в зоне напряжений вокруг кристаллов мартенсита, затем выше 473 К — новых тонкопластинчатых и линзовидных кристаллов изотермического мартенсита, тоже обрастающих бейнитной «бахромой», а при 573−673 Ктакже и тонкопластинчатого перлита.

4. Показано, что образующийся при закалке углеродистых сталей из расплава текстурован-ный аустенит (плоскости типа {100}Y расположены перпендикулярно направлению теп-лоогвода) при охлаждении превращается в мартенсит с избирательной ориентировкой пластин и тетрагональных осей относительно поверхности (вероятность протекания мартенситного сдвига так, чтобы длинная ось «с» тетрагональной ячейки находилась вдоль действия растягивающих напряжений и перпендикулярно направлению теплоотвода больше, чем в иных направлениях).

5. Обнаружено, что изменение скорости диффузионного перераспределения металлических атомов в многокомпонентном материале при добавлении элемента внедрения с различным сродством к компонентам основы зависит от их исходного распределения (в том числе и для атомов, не участвующих в образовании фаз внедрения). Эта скорость возрастает, если металлические атомы исходно составляли однородный твердый раствор (в частности, добавление углерода или бора ускоряет образование дальнего порядка типа DO3 в сплавах на основе Fe-Si-Al, дисперсно-упрочненных TiC и TiB2 по сравнению с такими же сплавами без добавок), и уменьшается, если различные металлы исходно располагались отдельно (в частности, при добавлении углерода повышается термическая стабильность Fe/Ni слоистых композитов).

6. При одновременном магнетронном напылении Fe, Zr, AI, N, О возможно образование сильно пересыщенных твердых растворов легирующих элементов в ОЦК-Fe, при превышении предельной концентрации которых наблюдается частичная или полная аморфизация напыляемого материала. Показано, что вакуумный отжиг при температурах до 823 К приводит к постепенному удалению из материала в вакуум избытка азота (в ОЦК-фазе остается <0,5 ат.%) при неизменном содержании остальных легирующих элементов и образованию из аморфной фазы нанозерен, объемная доля которых растет с ростом температуры отжига. Наилучшие магнитно-мягкие свойства (Нс = 4 А/м) у сплава Fe-8 ат. % Zr — N наблюдаются, когда в нем присутствуют аморфная и кристаллическая фазы, а средняя концентрация азога в сплаве составляет 12,5±1 ат. %, что имеет место после напыления в атмосфере с Аг + 15% N2 (общее давление 0,66 Па) и отжига 673 К, 1 ч.

7. Выявлены особенности взаимодействия дефектов магнитной структуры — границ доменов — с переменными механическими напряжениями ультразвуковой частоты. По разработанной методике на оригинальной установке показано, что внешнее магнитное поле не влияет на амплитудно-зависимое затухание ультразвука (внутреннее трение) в сплаве сендаст. Амплитудно-независимое внутреннее трение в переменном магнитном поле существенно снижается, так как энергию на отрыв границ магнитных доменов от мест их закрепления дают не механические колебания, а магнитные.

8. Предложен и экспериментально подтвержден безразмерный критерий потери устойчивости формы (коробления) в ходе термической обработки симметрично нагреваемых или охлаждаемых объектов простой геометрической формы (стержней или пластин), связывающий возможность и неизбежность коробления с разницей относительных термических удлинений поверхности и внутренних зон, геометрическими размерами объекта и способом его закрепления.

9. Разработаны технические решения для предотвращения образования трещин при получении градиента структуры и свойств поверхностной обработкой интенсивными потоками энергии (в том числе включающей оплавление поверхности): уменьшение скорости нагрева (применено, например, на стали Р6М5) или предварительным подогревом заготовки (проверено на сплавах типа сендаст). Разработана технология поверхностной обработки инструментальных сталей с нагревом в течение 90−120 с сконцентрированным светом с плотностью потока энергии 20−40 кВт/м2, обеспечивающая закалку поверхностных слоев глубиной несколько миллиметров.

10. С учетом полученных закономерностей формирования структуры при закалке и отпуске разработана методика получения триметалла сталь СтЗ / латунь JI72 / высокопрочная коррозионностойкая азотсодержащая сталь 08Х14АН4МДБ, включающая высокотемпературную пайку при 1248−1273 К, закалку с нагрева под пайку и отпуск при 673 К, которая обеспечивает его высокие прочность и пластичность, обусловленные делокализацией пластической деформации компонентов.

11 Выявлены некоторые особенности перераспределения элементов при взаимодействии расплавов с твердыми материалами:

— Показано, что структура композитов карбид титана / сталь, получаемых методом пропитки, определяется процессами перераспределения легирующих элементов между карбидными частицами и стальной связкой. Поэтому механические свойства таких металлокерамик сильно зависят от содержания углерода в компонентах и от режимов термообработки, но слабо зависят от легирования стали карбидообразующими элементами (W, Мо, Cr, V) как для макрогомогенной, так и для макронеоднородной (градиентной) металлокерамики.

— Обнаружено, что химический состав и структура слоев, получаемых электрошлаковой наплавкой из пересыщенной азотом шихты Fe-Cr-Ni-(Mn)-C-N, определяются тем, что из расплава избыток азота уходит на верхнюю поверхность, увлекая за собой Сг, Ni, Мп.

Показать весь текст

Список литературы

  1. М.А. Прочность сплавов. 4.1. // М. МИСиС, 1999. -384 с.
  2. .С., Бокштейн С. З., Жуховицкий А. А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. // М.: Металлургия. 1974. — 280 с.
  3. С.С. Рекристаллизация в металлах и сплавах. // М.: Металлургия. 1979. -568 с.
  4. М.А.Штремель, Д. Е. Капуткин. Роль вакансий в распаде мартенсита. // Физика ме1аллов и ме! алловедение. 1992. — i .67, № 12. — с.174−177.
  5. Р.А. Термодинамика твердого состояния. Перевод с англ. // М.: Металлургия.- 1968.-316 с.
  6. .С. Диффузия в металлах. М.: Металлургия. 1978. — 248 с.
  7. Р.З., Александров И. В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. // М.: Логос. 2000. — 272 с.
  8. MoiyrnoB Б.М., Томилин И. А., Шварцман Л. А. Термодинамика сплавов железа. // М.: Металлургия, 1984. 208 с.
  9. Могутнов Б. М, Томилин И. А., Шварцман Л. А. Термодинамика железо-углеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. 328 с.
  10. Isiwata N. Fe-Ta-N films for high-performance magnetic heads. // Journal of Magnetic Society of Japan. 1994.-V. 18.-pp.744−749.
  11. С. В. Магнетизм. М.: Наука. 1971. 1032 с.
  12. Я.И. Введение в теорию металлов. Л.: Ленинградское отделение изд-ва «Наука», 1972.-424 с.
  13. Д.Е.Капуткин, А. Н. Жихарев, М. А. Штремель. Группировки вакансий при мартенсигном превращении в сплаве Fe-32,7%Ni. // Физика металлов и металловедение. 1990. — т.69, в.12. — с. 519−522.
  14. Новиков И И Теория термической обработки металлов. // М.: Металлургия. 1982. -632 с.
  15. Д.Е. Взаимосвязь термокинетических параметров диффузионного распада и энергии активации диффузии в сталях и цветных сплавах. // Физика металлов и металловедение. 2005. — т.99, N 4. — с. 1−5.
  16. В. К., Шефтель Е.Н, Полюхова И. Р., Мкртумов А. С. Дисперсионное упрочнение сендаста. Известия АН СССР. Металлы, 1986, № 4, стр. 134−138.
  17. В. К., Шефтель Е. Н., Струг Р. Е., Полюхова И. Р. Дисперсионное упрочнение сплава типа сендаст добавками борида. Известия РАН. Металлы. 1993, № 6, стр. 173−177.
  18. В. К. Жаропрочность и диаграммы состояния. М. Металлургия, 1969.
  19. В. К., Шефтель Е. Н. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. // М.: Наука.-1980.
  20. Е.Н., Банных О. А., Капуткин Д. Е., Струг Р. Е., Климова Л. М. Структурные изменения в сплавах типа сендаст при быстрой кристаллизации спиннингованием и лазерной обработке. // Известия РАН. Металлы. 1994. — N 4.- с. 89−95.
  21. Ю.А., Крапошин B.C. В кн. Итоги Науки и техники. Металловедение и термическая обработка. // М.: ВИНИТИ, 1980, с. 3−78.
  22. К., Фудзимори X., Хасимото К. Аморфные металлы. Под ред. Масумото Ц. Пер. с яп. // М. Металлургия, 1987.328 с.
  23. М.М. Технология и оборудование вакуумного напыления. М.: Металлургия, 1992. — 112 с.
  24. Уманский Я. С, Скаков Ю. А., Иванов А. Н., Расторгуев JI.H. Кристаллография, рентгенография и элелектронная микроскопия // М.: Наука, 1981. 632 с.
  25. Ю.К., Осииов Э.К, Трофимова Е А. Физико-химические основы создания аморфных металлических сплавов.
  26. Miura М., Obata A., Noro Y. Anomalous magnetic-behavior of nanocrystalline FeTa-C films at high temperature. // IEEE Transactions on Magnetics. 1993. — v. 29, № 6. — pp. 2049−3051.
  27. О.А.Банных, Е. Н. Шефтель, А. И. Крикунов, Д. Е. Капуткин, Г. Ш. Усманова, Р. Е. Струг. Структура и химический состав тонкопленочных магнитно-мягких сплавов Fe-Zr и Fe-Zr-N. // Известия РАН. Металлы. 2000. — N 2. — с.54−56
  28. Г. В., Утевский Л. М., Эптин Р. И. Превращения в железе и стали. // М.: Металлургия. 1977. — 236 с.
  29. Р.И., Соменков В. А., Шильштейн С. Ш. Атомная и магнитная структура мартенсита закаленной стали. // Доклады Академии наук СССР, 1972, 206, No 5, с. 1096−1101.
  30. Гаврилюк В Г. Распределение углерода в стали. // Киев: Наукова думка, 1987. 208 с.
  31. М.А., Капуткина Л М, Прокошкин С.Д., Крупин Ю. А. Деформация решетки .-железа при внедрении углерода. // Физика металлов и металловедение, 1984, 57, No 6,1222−1226.
  32. Металловедение и термическая обработка стали. Справ, изд. Т. II. Основы термической обработки. / под ред. Бернштейна М. Л., Рахштадта А. Г. // М.: Металлургия, 1983. 368 с.
  33. Т.В., Утевский Л. М., Спасский М. Н. Строение пакетного мартенсита и локализация остаточного аустенита в конструкционной стали. // Физика металлов и металловедение, 1979,48,4, 807−815.
  34. В.Н., Петров Ю. Н. Тонкая структура мартенсита углеродистых сталей. // Металловедение и термическая обработка металлов, 1967, No 8, с. 23−33.
  35. В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита. // Физика металлов и металловедение. 1972,34, вып. 1,123−132.
  36. Watanabe М., Wayman С.М. Highly tetragonal martensite in Fe-Al-C steels. // Scripta Metallurgies 1971, 5, No 2, p. 109−116.
  37. Л.И., Драчинская А. Г., Сторчак H.A. Изменение кристаллической структуры мартенсита сплавов железо-алюминий-углерод при низки температурах. // Физика металлов и металловедение, 1972, 34, вып. 1, с. 84−89.
  38. Г. В., Крицкая В. К., Ильина В. А. Особенности изменений параметров кристаллической решетки Fe-Al-C мартенсита, облученного электронами. // Доклады
  39. Академии наук ССР, 1974,219, No 5, с. 1099−1101.
  40. Л.И., Артемкж С:А., Полищук Ю. М. Влияние атомного упорядочения на структуру вторичного мартенсита. // Физика металлов и металловедение, 1973, 35, вып. 5, с. 1098−1101.
  41. Г. В., Михайлова Л. К., Хачатурян А. Г. Аномально высокая тетрагональность мартенсита с большим содержанием никеля и природа аномалий тетрагональности. //Доклады Академии наук СССР, 1974, 215, No 3, с. 578−580.
  42. Л.И., Вовк Я. Н. О природе фазовых превращений при закалке марганцевой стали. // Физика металлов и металловедение, 1965,20, вып. 4, с. 540−546.
  43. Лысак Л И., Полищук Ю М, Вовк Я. Н. Ориентировка кристаллической решетки .'мартенсита относительно решетки аустенита. // Физика металлов и металловедение, 1966, 22, вып. 2, с. 275−277.
  44. Ю.Л., Курдюмов Г. В. О кристаллической решетке мартенсита Fe-Mn-C сталей. // Физика металлов и металловедение, 1968,25, вып. 1, с. 172−174.
  45. Алыиевский 10 Л. Об особенностях превращения аустенита в мартенсит в Fe-Mn-C сталях. // Физика металлов и металловедение, 1969,27, вып. 4, с. 716−719.
  46. Л.И., Андрущик Л. О. Образование .'-мартенсита в рениевой стали. // Физика металлов и металловедение, 1965,20, вып. 4, с. 540−546.
  47. М.Л., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д., Мозжухин В. Е. О кристаллической решетке высокоуглеродистого мартенсита. // Доклады Академии наук СССР, 1981,261, No 4, 860−865.
  48. Бернштейн М. Л, Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д. Структура мартенсита после .'-. перехода. // Физика металлов и металловедение, 1981,52, вып. 5,1048−1061.
  49. Бернштейн М Л., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д., Мозжухин В. Е., Андреева С. А. О причинах аномально высокой степени тетра! ональности Fe-Al-C-мартенсита. // Доклады Академии наук СССР, 1983,273, No 5,1129−1133.
  50. С.Д., Капуткина Л.М, Бернштейн М. Л. О кристаллической решетке изолированных и неизолированных кристаллов высокоуглеродистого мартенсита. // Металлофизика, 1988,10, № 1, с. 111−113.
  51. А.П. Термическая обработка стали. // М.: Машгиз, 1960,495 с.
  52. Hsu T.Y., Chen W. Effect of austenite strengthening on martensitic and bainitic transformations. // Scnpta Metallurgies 1987,21, No 10, p. 1289−1294.
  53. Kajiwara S., Ohno S., Honma К, Uda M. Martensitic transformation in ultrafine particles of Fe-Ni alloys. // Proceeding by International Conference of Martensitic Transformation (ICOMAT-86), Nara, August 26−30, 1986. // Sendai, 1987, p. 359−364.
  54. Hayzelden C., Cantor B. The martensite transformation in Fe-Ni-C alloys. // Acta Metallurgies 1986,34, No 2, p. 233−242.
  55. Richman R.H., Booling GF. Stress, deformation and martensitic transformation. // Metallurgical Transactions, 1971,2, No 9, 2451−2462.
  56. Ansell G.S., Donachie S.J., Messier J.R. The effect of quench rate on martensitic tranformation in Fe-C alloys. // Metallurgical Transactions, 1971,2, No 9, p. 2443−2449.
  57. Xinzhu W., Yongshu H. Positron studi of crystal defects during martensitic transformatin in
  58. Fe-21.91 Ni alloy. // Z. Metallkunde, 1987, 78, No 10, p. 749−752.
  59. A.B., Николин Б. И., Михаленков B.C. Взаимодействие позитронов с дефектами решетки, возникающими при формировании многослойных структур в сплавах кобальта. // Металлофизика, 1987, 9, No 3,48−51.
  60. Ling Н. С, Owen W S A model of thermoelastic growht of martensite. // Acta Met., 1981, 29, 1721−1736.
  61. Panck T. J, Plotkowski K. Study of the reversible martensite transformation in Cu-Zn-Al alloy by positron annihilation. // Crystal Results and Technology, 1987, 22, No 11, 206 209.
  62. Eucken S., Horubogen E. On martensite temperatures of rapidly quenched shape memory alloys. // Proceeding by International Conference of Martensitic Transformation (ICOMAT-86), Nara, August 26−30,1986. // Sendai, 1987, p. 780−785.
  63. Zhao L C., Yang J H, Zhang С S, Lei T. C, Gu H., He Y.S. Influence of vacansy-type defects on stabilization and shape memory effect of Cu-Al-Zn-Mn-Ni- martensite. // Scripta Metallurgy, 1986,20, No 1,29−32.
  64. Д.Е.Капуткин, З. Д. Колев. Термоупругое мартенситное превращение в высокоуглеродистых С1алях. // Швесшн вузов. Черная металлургия. -1989. N 3. — с.152−153.
  65. С.Д.Прокошкин, Л. В. Карабасова, Д. Е. Капуткин. Дилатометрические эффекты при мартенситном превращении в высокоуглеродистой стали. // Физика металлов и ме1алловедение. 1989. — т.67, в.З. с.622−624.
  66. Kajiwara S., Kikuchi Т., Sakuma N. Shape memory effect in high nickel steels. // Proceeding by International Conference of Martensitic Transformation (ICOMAT-86), Nara, August 26−30, 1986. // Sendai, 1987, p. 991−996.
  67. , V.D., Tcplow V.A., Romashev L.N., Tupitza D.T. // Proceeding by International Conference of Martensitic Transformation (ICOMAT-86), Nara, August 26−30, 1986. // Sendai, 1987, p. 436−441.
  68. M.H., Утевский Л M. Структура и кристаллогеометрия низкотемпературного мартенсита деформации в сталях с высоким содержанием никеля. // В сб.: Структурный механизм фазовых превращений в металлах и сплавах. // М.: Наука, 1976, с.28−33.
  69. Г. С. Физика твердого тела // М.: Изд-во Московского университета, 1962. -502 с.
  70. Chalmers В. Principles of solidification. // New York London -Sydney: Wiley, 1964.
  71. .А. Границы кристаллитов в литых металлах и сплавах. // Киев: Техшка, 1970.-212 с.
  72. В.А. Многофазная кристаллизация. Перевод с английского. / В сб. «Жидкие металлы и их затвердевание. // М.: Металлургиздат, 1962.
  73. В.И., Елагин В. И. по Новиков И.И., Строганов Г. Б. Новиков А.И. Металловедение, термообработка и рентгенография. // М.: МИСиС, 1994. — 480 с.
  74. И.С., Петров А. К., Головко В. А., Брехаря Г. П., Новиков В. И. Определение скорости охлаждения сплава по величине дендритного параметра. // Заводская лаборатория. -1972. -№ 12.-С.1479−1481.
  75. И.С. Закалка из жидкого состояния. // М.: Металлургия. 1982. — 1681. С.
  76. Savage S. J., Froes F. H. Production of rapidly solidified metals and alloys. / In: Titanium technologies' present status and future trends. // Published by the Titanium development association. p. 60−73.
  77. Raman R. V, Patel A. N, Carbonara R. S. Rapidly solidified powder produced by a new atomization process. // Progress in powder Metallurgy. 1982. — v. 38. — p. 99−106.
  78. Durand J. P. H. A., Pelloux R. M., Grant N. J. Properties of splat-quenched 7075 aluminum type alloys. // Mater. Sci. Eng 1976. — v. 23. — p.247−256
  79. Murty Y. V, Adler R. P. I. High speed casting of metallic foils by double-roller quenching technique.//J Mater. Sci 1982. — v. l7.-p 1945−1954.
  80. Singer A. R. E., Roche A. D., Day L. Atomization of liquid metals using twin roller technique. // Powder Met. 1982. — v. 23. — p.81−85.
  81. Pietrokowsky P. Novel mechanical device for producing rapidly cooled metals and alloys of uniform thickness. // Rev. Sci. Instrum. 1963. — v. 34. — p.445−446.
  82. Calm R. W., Knshnanand K. D., Landjam M., Greenholtz M., Hill R. Novel splat quenching techniques and methods for assessing their performance. // Mater. Sci. Eng. 1976. — v. 23. -p. 83−86.
  83. Ohring M., Haldipur A. A versatile arc melting apparatus for quenching molten metals and ceramics // Rev. Sci. Instrum. 1971. — v. 42. — p. 530−531.
  84. Duwez P., Willems R. H. Rapid quenching of liquid alloys. // Trans. Met. Soc. A1ME. -1963.-v. 227.-p262−265.
  85. Boswell P G, Chadwic G. A. A casting device for producing rapidly solidified metallic strips. // J. Phys. E: Sci. Instrum. 1976. — v. 9. — p.523−526.
  86. Narashimhan M. C. Continuous casting method for metallic amorphous strips. / Allied Chemical Corp., Morristown, NJ // Пат. 4 221 257, США. Опубл. 09.09.80.
  87. M. С. Continuous casting method and apparatus for structurally defined metallic strips. / Allied Chemical Corp., Morristown, NJ // Пат. 4 212 343, США. Опубл. 15.07.80.
  88. Hubert J., Mollard F., Lux B. Manufacture of metallic wires and ribbons by the melt spin and melt drag processes. // Z. Metallk. 1973. — v. 64. — p. 835.
  89. Mannger R. E., Mobley С. E Casting of metallic filament and fibers. // J. Vac. Sci. Technology. 1974. — v. 11. — p. 1067−1071.
  90. Rickinson В A., Kirk F. A., Davies D. R. G. CSD: a novel process for powder metallurgy product.//PowderMet. 1981.-v. 24.-p. 1−6.
  91. Burden M.H., Jones H. A metallographic study of the effect of more rapid freezing on the cast structure of aluminium-iron alloys. // Metallography. 1970. — v. 3. — p. 307−326.
  92. Jackson M R., Rairen J. R, Smith J. S, Smith P. W. Production of metallurgical structures by rapid solidification plasma deposition. // J. Metals. 1981. — v. 33, No 11.- p.23−27.
  93. Apelian D., Paliwal M., Smith R.W., Schilling W.F. Melting and solidification in plasma spray deposition phenomenological review. // Int Met. Rev. — 1983. -v. 28. — p. 271−294.
  94. Moss M, Schuster D. M. Mechanical properties of dispersion strengthened spray-quenched Al-V alloys. //Trans. ASM 1969. — v. 62. -p.201−205.
  95. Calm R. W. Rapid solidification by plasma spraying. / In: Rapid solidification processing: principles and technologies II. Ed. by R. Mehraian, В. H. Kear, and M. Cohen. // USA, Louisiana, Baton Rouge: Craitor’s Publishing Division. 1980. — p. 129−139.
  96. Akamatsu K., Nakao K., Kanaoka J, Kamei K. Production of some metal powders by the rotation electrode process. // Technological Reports of Kansai Univ. 1987. — No 29. -p 41−46.
  97. Daughtery T. S. Aluminum sheet from finely divided particles. // J. of Metals. 1964. — v. 16, No 10.-p 827−830.
  98. Daughtery T. S. Fabrication of commercial sheet from finely divided particles by the compacted shot process // Progress in Powder Metallurgy. 1963. — v. 16. — p.827−830.
  99. Wentzell J. M. Metal powder production by vacuum atomization. // J. Vac.Sci. Technol. -1971.-No 11.-p.169−171.
  100. ПО.Оняка И. Устройство для получения порошка распыленного расплава. Заявка 58 153 707, Япония. Заявл. 05.03.82, № 57−35 341, опубл. 12.09.83. МКИ В 22 F 9/08.
  101. Sheftel E.N., Kaputkin D.E. Rapidly Solidified Nb Base Alloys with High Carbide Content. // Proc. of MRS 1994 Fall Meeting, MRS Volume 362, Grain Size and Mechanical Properties Fundamental and Applications. Rep. Jb5.3 Boston, USA
  102. Lowley A. Preparation of metal powders. // Ann. Rew. Mater. Sci. -1978. v. 8. — p.49−77.
  103. M.Lowley A. An overview of powder atomization processes and fundamentals. // Int. J. Powder Met and Powder Technol. 1977. -v. 13.-p. 169−188.
  104. Beddow J.K. The production of metal powders. // UK, London: Heyden and Sons. 1978.
  105. Lowley A. Atomization of specialty alloy powders. // J. of Metals. 1981. — v. 33, No 1. -p. 13−18.
  106. Stockunas J. Atomization: gas selection and supply. // Metal Powder Report. 1987. — v. 42, No l.-p 43−45.
  107. К. К. Высокоскоростное охлаждение расплава при получении дисперсных материалов. // Порошковая металлургия (Киев). 1987. -№ 1 — с. 7−12.
  108. Ш. Ничипоренко О. С., Кольчинский М. З., Винниченко В. Д. Диспергирование жидких металлических капель. Порошковая металлургия. 1982. — № 4. — с. 54−60.
  109. Н., Joshi A., Rowe R. G., Frees F. Н. The current status of rapid solidification of magnesium-base and titanium-base alloys. // Int. J. of Powder Metallurgy. 1987. — v. 23,1. No l.-p 13−24.
  110. Dunkley J. J. The production of metal powders by water atomization. // Wire Industry. -1978.-v.45.-p 365−371
  111. Grant N J. Rapid solidification of metallic particulates // J. of Metals. 1983. — v. 35, No 1. — p 20−27.
  112. Rai G, Lavemia E, Grant N. J. Powder size and distribution in ultrasonic gas atomization. // J. Metals. 1985. — No 8. — p 22−26.
  113. Zeitz P Verfahren zur tiegelfreien Herstellung von schnellfbgeschrecktem Pulver aus reaktiven und refractaren Metallen Заявка 3 528 169, ФРГ. Заявл. 06.08.85, № P3528169.3, опубл 19.02.87. МКИ В 22 F 9/08, В 22 F 9/14.
  114. Мияути М, Хатанака Т. Способ получения металлического порошка. / '1оке Сибатура к. к. // Заявка 59−59 812, Япония. Заявл. 29.09.82, № 57−168 534, опубл. 05.04.84. МКИ В 22 F 9/10.
  115. Yamaguchi Т., Nanta К Magnetothennal characteristics of amorphous Fe-Si-B powders by spark erosion. // IEEE Trans. Mag. 1977. — v. MAGI3. -p.l621−1623.
  116. Cogan S. F., Rockwell J. E. Ill, Cocks F. H., Shepard M. L. Preparation of metallic and intermetallic powders by spark erosion. // J. Phys. E: Sci. Instrum. 1978. — v. 11. — p. 174 176.
  117. Novel plasma melting process produces rapidly solidified metal and alloy powders. // Int. J. Refract and Hard Metals. 1986. — v.5, No 3. — p. 132.
  118. P. В., Jonson W. A. Process for producing spherical refractory metal based powder particles / GTE Product Corp., USA. // Пат. 4 783 218, США. Заявл.08.09.86, № 904 997, опубл. 08.11.88. МКИ В 22 F 1/00, НКИ 75/0.5 ВВ.
  119. S. М., O’Neal J. Е., Peng Т. С. Laser melt atomized metal powder and process. / McDonnel Douglas Corp, USA. // Пат. 4 482 375, США. 3аявл.05.12.83, № 558 204, опубл. 13.11.84. МКИ В 22 D 23/08, НКИ 75/0.5 В.
  120. Bunge Н. J. Texture and metastable phases in Taylor-wires. // Z. Metallk. 1976. — v. 67. -p. 720−728.
  121. Padroe G. W. F., Butler E., Gelder D. Rapid quenching by the Taylor wire technique. // J. Mater. Sci.- 1978.-v. 13.-p. 786−790.
  122. Д.Е. Способы закалки металлов из жидкости. // Технология металлов. -2005-№ 9.-с. 47−53.
  123. Tkatch V.I., Denisenko S.N., Beloshov O.N. Direct measurements of the cooling rates in the single roller rapid solidification technique. // Acta Matenalia. 1997. — v.45, No7. — pp.28 212 826.
  124. С.Д.Прокошкии, Л. В. Карабасова, Д. Е. Капуткин. Текстура и структура высокоуглероднстых сталей после закалки из расплава. // Известия вузов. Черная металлургия. -1989. N 3. — с.101−104.
  125. И. Ь, Самарин 1> А. Фишчсскос материаловедение прецизионных сплавов Гп I ым с осооыми магнпшычи сшшивами // М. • Металлургия. 1989.
  126. Bannykh О.А., Sheftel E.N., A.I.Krikunov, Kaputkin D.E., Usmanova G.Sh. Thin film soft magnetic Fe-Zr-Al-N-0 alloys. // Mater Sci. Forum 2001, v.373- 375. — pp.777−780.
  127. В.В., Ковенский И. М. Структура электролитических покрытий. // М.: Металлургия, 1989. 136 с.
  128. Kh. Ya., Korznikova G. F., Abdulov R. Z., Vahev R. Z. // J. of Magnetism and Magnetic Materials. 1990. — V.89. — P.207
  129. A.B., Корзникова Г. Ф., Мышляев MM., Валиев P.3., Салимоненко Д. А., Димитров О. // Физика металлов и металловедение. 1997. — т. 84, вып. 4. — с. 133
  130. М.Л., Займовский В. А. Механические свойства металлов. // М.: Металлургия, 1979. 496 с.
  131. М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б. М. Металлофизика высокопрочных сплавов. // М.: Металлургия, 1986. 312 с.
  132. В.А. Кривые упрочнения металлов при холодном деформировании. // М.: Машиностроение, 1968. 131 с.
  133. Херцберг Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. // М: Металлургия, 1989. 576 с.
  134. Pusch G, Petzold KM, Muhe H. Bruchmechanische Bewetung der Zahigkeit von Federstalen. // Neue Ilutte, 1977, 222 0, N 4, pp.223−224.
  135. Г. К. Общность во взаимосвязи характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости, ее количественное и графическое выражения. // Проблемы прочности, 1987, No 5, сс 56−59.
  136. Luyckx L, Bell J.R., McClean A., Korchynsky М. Sulphide Shape Control m High Strength Loe Alloy Steels //Metallurgical Transactions, 1970,2 1 0, No 12, pp.3341−3350.
  137. Ю., Рикуро О. Влияние температуры чистовой прокатки на текстуру и ударную прочность лисювой стали. // Тэцу то xaiaio. J. Iron and Steel Inst. Jap., 1977, 263 0, No 11, p.376. По РЖ «Металлургия».
  138. Т., Nishida Y. Анизотропия вязкости по Шарпи углеродистых сталей. III. Оценка остаточной ударной вязкости для сталей, предварительно деформированных сжатием. // Наюя коге гидзюцу сикэндзе хококу, 1985, 234 0, No 6, с. 159−164.
  139. Т., Nishida Y. Анизотропия вязкости по Шарпи углеродистых сталей. II. Анизотропия, обусловленная предварительной деформацией сжатия. // Нагоя коге гидзюцу сикэндзе хококу, 1985,234 0, No 6, сс. 149−158.
  140. Я., Бурмак М. Соотношение между структурой и свойствами мелкозернистых микролегированных сталей. // Физика металлов и металловедение, 1987,2 64 0, вып. 4, сс. 815−819.
  141. Ф., Винтермарк X. Оценка материалов по результатам ударных испытаний образцов Шарпи. / В сб. Ударные испытания материалов. Пер. с англ. Ргос. 22 meeting of ASTM. // М.: Мир, 1973. сс. 64−84.
  142. Дж. Влияние прочности и толщины надрезанных образцов на ударную вязкость. / В сб. Ударные испытания материалов. Пер. с англ. Ргос. 22 meeting of ASTM. // М.: Мир, 1973. сс. 30−63.
  143. В.А., Гладышев С. А., Солнцев Ю. П., Щедрин Г. С. Влияние масштабного фактора на склонность конструкционных сталей к хрупкому разрушению. // Заводская лаборатория, 1987, 253 0, No 8, сс. 72−74.
  144. И.В. Влияние наклепа на склонность к хрупкости низкоуглеродистой стали. / в сб. Металловедение. // М.: Судпромгиз, 1957, с. 145−154.
  145. И.В. Влияние отпуска на склонность к хрупкому холоднодеформированной низкоуглеродистой стали. / в сб. Металловедение. // М.: Судпромгиз, 1957, с. 155−161.
  146. Бубнов В. А, Кутепов С. М. Ударная вязкость сталей при холодном пластическом деформировании. // Химическое и нефтяное машиностроение, 1989, No 4, сс. 33−34.
  147. Fortner Е., Katz L., Evanchan N.L. The Effect of Strain Aging on the Mechanical Properties of A533 Pressure Vessel Steel. / in: Proc. 2nd Int. Conf. «Mechanical Behavior of Materials, Boston, Mass., 1976. SI.//Boston, 1976, pp.1264−1268.
  148. Д.Е.Капуткин. Влияние холодной пластической деформации на ударную вязкость стали. // Известия вузов. Черная металлургия. 1997, N 5. — с. 50−52.
  149. Ю.А., Ушаков Б. К., Секей А. Г. Технология термической обработки. М.: Металлургия, 1986. — 296 с.
  150. Л.Е., Попов А. А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана. М.: Металлургия, 1991. 503 с.
  151. М.А.Штремель, Л. М. Капуткина, С. Д. Прокошкин, Д. Е. Капуткин, С. Ю. Чусов. Два процесса внутри «первой стадии отпуска» углеродистого мартенсита. // Физика металлов и ме1алловедение. 1992. — т.72, в.5. — с. 25−33.
  152. Бокштейн Б С., Копецкий Ч. В., Швиндлерман J1.C. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1986. 224 с.
  153. .С., Бокштейн С. З., Жуховицкий А. А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. М.: Металлургия, 1972. 280 с.
  154. Wu К. М, Enomoto М. Three-dimensional moфhology of degenerated fernte in a Fe-C-Mo alloy. Scripta Matenalia, 2002, v 46, pp 569−574.
  155. Pimenta F. CJr, Padilha A.F., Plaut R.L. Sigma phase precipitation in a superfemtic stainless steel. Material Science Forum, 2003, v 426−432, part 2, pp.1319−1324.
  156. .А., Елагин ВН., Ливанов В. А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: МИСиС, 1999. 413 с.
  157. Meng Х.К., Guo X. L, Liu J M., Liu Z.G., Yang Y.Q., Kang M.K. The time-temperature transfonnation diagram concerning pure bainite formation in Cu-Zn alloy. Materials Letters, 1995, v.24, No 9, pp.383−385.
  158. Surholf Т., Herzig C.H.R. Grain boundary self-diffusion in Cu polycrystals of different purity. Acta Materialia, 1997, v. 45, No 4, pp.3817−3823.
  159. Yamomoto Y., Kajihara M. Quantative analysis of observations on diffusion induced grain boundary migration for random boundaries in Cu (Zn) system using a driving force model. Acta Matenalia, 1998, v.47, No 4, pp 1195−1201.
  160. Zhao J.-C., Notic M.R. Spinodal ordering transfonnation and discontinuous precipitation in a Cu-15Ni-8Sn alloy. Acta Matenalia, 1998, v.46, No 12, pp.4203−4218.
  161. В.И., Суворова С. О. Взаимодействие атомов углерода с дефектами в мартенсите. // Физика металлов и металловедение, 1968,26, вып. 1, с. 147−156.
  162. Н.П. Быстродействующий спектрометр времени жизни позитронов. // Приборы и техника эксперимента, 1981, № 1, с. 33−35.
  163. Kirkergaard P., Eldrup М. Determination of positron lifetime by means of POSITRONFIT program. // Computer Physic Communications, 1973, No 6 p. 1191−1123.
  164. Л.А. Низкотемпературные исследования начальных стадий отпуска закаленной стали. // Известия вузов. Черная металлургия, 1980, № 2, с. 90−93.
  165. М.А., Виидерлих Б., Сатдарова Ф. Ф. Сегрегация примеси на дислокации в растворах внедрения. // Физика металлов и металловедение, 1979, т.47, вып. 4, с. 754 762.
  166. М.П., Хачатурян А. Г. Структурные превращения при низком отпуске углеродистого мартенсита. // Физика металлов и металловедение, 1977, 43, вып. 3, с. 554−561.
  167. Hautojarvi P., Johanson J., Moser P., Pollanen L., Vehanen A. Vacancies in carbon-depod iron. // Point Defects and Defects Interaction in Metals. Proceeding by Yamada Conference V, Kyoto, 16−20 November, 1981 //Tokyo e. a., 1982, p. 504−507.
  168. M.A., Тихонова E.A. Украинский физический журнал, 1960, 5, № 2, с. 174−189.
  169. Hautojarvi P, Judin Т., Michalenkov V. S, Vehanen A., Yli-Kauppila J. Positron lifetime study of martensitic transformation in FeNi-alloy. // Proceeding by 5lh International Conference of Positron Annihilation (Japan, 1979), p. 149−152.
  170. Xinzhu W., Ruzhang M. The mixed morphology of martensites in Fe-Ni alloy and their defects characteristics. HZ Metalkunde, 1987, 78, No 10, p. 745−748.
  171. Yongshu H., Maorong H., Xinzhu V., Rushang M., Enhua Y. Positron annihilation study of defects in martensite transformation of Fe-Ni alloy. // in: Positron Annihilation, World Scientific Publ Co., Singapore, 1985, p. 611−613.
  172. В.И., Утевский JIM. О структуре мартенситных кристаллов высокоуглеродистой стали. // Физика металлов и металловедение, 1968, 25, вып. 1, с. 98−110.
  173. Прокошкин С Д., Капуткина JI.M., Бернштейн M. JI, Мозжухин В. Е., Андреева С. А. Сфуктура мар1епсита на стадиях класпреобразования и двухфазною распада. // Физика металлов и металловедение, 1984, 58, вып. 3, с. 485−497.
  174. Nagakura S., Hirotsu Y., Kusunoki M., Suzuki Т., Nakamura Y. Crystallografic study of the tempering of martensitic carbon steel by electron microscopy and diffraction. // Metallurgical Transactions, 1983, A14, No 6, p. 1025−1031.
  175. Genin J -M.R. The clastering and coarsening of carbon multiplets during the aging of martensite from Mossbauer spectroscopy: the preprecipitation stage of epsilon carbide. // Metallurgical Transactions, 1987, A18, p. 1371−1388.
  176. Genin J.-M.R, Uwakweh O., Bauer Ph, Schanen J. Les environnements du fer et du carbone d’une martensite a forte teneur en carbone au cours du vieillissement. // C. r. Acad, sci., 1987,2,305, No 3, p. 175−180.
  177. Mathe E.L., Riviere J.P., Gnlhe J. Study of precipitate nucleation in iron-carbon alloys. // Physica status sohdi (a), 1970,3, p. 201−208.
  178. Genin G.-M.R., Flinn P.A. Mossbauer effecst study of clastering of carbon atoms during the room-temperature aging of iron-carbon martensite. // Transactions of Metallurgical Society of AIME, 1968,242, No 7, p. 1419−1430.
  179. С.З. Диффузия и структура металлов. // М.: Металлургия, 1973. 206 с.
  180. М.А.Штремель, Ю. В. Мойш, А. Н. Жихарев, Д. Е. Капуткин. Исследование распада мартенсита методом аннигиляции позитронов. / В сб: Роль дефектов кристаллической решетки в процессах структурообразования сплавов. // Тула: ТулПИ.- 1989. -с. 55−57.
  181. С.Д.Прокошкин, В. Е. Мозжухин, Л. В. Карабасова, В. А. Савельева, И. Е. Ермаченко, Д. Е. Капуткин. Дилатометрические эффекты и структурные изменения при отпуске закаленной углеродистой стали. //Физика металлов и металловедение. -1986. т.62. — в.З. с.509−518.
  182. BaIliett Т., Krauss G. The effect of the first and second stages of tempering in an Fe-1.22 Сalloy //Metallugical Transactions, 1976, 7A, No 1, p. 81−86.
  183. Wierszyllowski I., JakubowSki J. The influence of transformation progress on activation energy changes during low-tcmperaturc tempering of quenched steel. // Scnpta Metallurgy, 1986, 20, p. 49−54.
  184. King H.W., Glover S.G. Influence of alloying elements on the first stage of tempering in high-carbon steels. // Journal of Iron and Steel Institute, I960, No 11, p. 281−288.
  185. Lement В S., Cohen M. A dislocation-attraction model for the first stage of tempering. // Acta Metallurgica, 1956, 4, No 5, p. 469−476.
  186. Бернштейн MJI, Капуткина JI.M., Прокошкин С Д. Отпуск стали. // М.: МИСиС, 1997.-336 с.
  187. М.П., Ьушуев Ю. Е. Распад мартенсита и образование карбидных фаз при отпуске хромистых сталей. // Металловедение и термическая обработка металлов, 1971, № 1, с. 10−14.
  188. Kajatkan М., Ullako К, Pietikainen J On the aging of Fe-Ni-C and Fe-Mn-C martensites. // Journal de Physique, 1982, C4, No 12, p. 461−466.
  189. Hayakawa M, Tanigami M, Oka M. Low temperature aging of the freshly formed martensite in an Fe-Ni-C alloy. // Metallugical Transactions, 1985, A16, No 10, p. 17 451 750.
  190. С.Д.Прокошкин, Л. В. Карабасова, Д. Е. Капуткин. Перераспределение углерода при отпуске высокоуглсродистых сталей. / В сб.:Влиянис дислокационной структуры на свойства металлов и сплавов. // Тула: ТулПИ. -1991, с. 166−172.
  191. К.Е., Блок Ф. Е. Термодинамические свойства 65 элементов, их окислов, галогенидов, карбидов и нитридов. // М.: Металлургия, 1965. 204 с.
  192. Shtremel М.А., Kaputkina L.M., Prokoshkin S.D., Kaputkin D.E. Further information about the tempering of martensite. ICOMAT-92, Abstr. Bull, of Int. Conf. of Martensitic Transformations, Monterey, California, 20−24.07.92. //1992, p.129.
  193. Ma C.B., Ando Т., Williamson D.L., Krauss G. Chi-carbide in tempered high carbon martensite. // Metallugical Transactions, 1983, A14, No 6, p. 1033−1045.
  194. Miller M.K., Beaven P.A., Brenner S.S. An atom probe study of the aging of lron-nickel-carbon martensite. // Metallugical Transactions, 1983, A14, No 6, p. 1021−1024.
  195. Nakamura Y., Mikami Т., Nagakura S. In situ high temperature electron microscopic study of tempering of martensitic high carbon steel. // Transactions JIM, 1985, 26, No 12, p. 876 885.
  196. Averbach B.L., Cohen М. The isothermal decomposition of martensite and retained austenite. // Transactions of American Society for Metals, 1949, XLI, p. 1024−1057.
  197. В.Д., Фокина E.A. Остаточный аустенит в закаленной стали. // М.: Наука, 1986.- 113 с.
  198. В.Д. Структурные превращения при закалке и отпуске конструкционных сталей. // Свердловск: Уральский филиал Академии наук СССР, 1945, вып. 3. 72 с.
  199. Speich G.R., Leslie W.C. Tempering of steel. // Metallurgical Transactions, 1972, 3, No 5, p. 1043−1053
  200. Owen W.S. The effect of silicon on the kinetics of tempering. // Transactions of American Society for Metals, 1954, 46- p. 812−829.
  201. Kaputkin D.E., Kaputkina L.M., Prokoshkin S.D. Transformation of retained austenite during tempering of high carbon steel. // Journal de Physique IV. 2003. — v. 112, October.-pp. 275−278.
  202. Д.Е., Капуткина JI.M., Колев З. Д., Прокошкин С. Д., Тихомирова О. Ю. Превращения ос i, а точною аустенша в высокоуглеродистой стали. // Физика металлов и металловедение. 1992. — N 10. — с. 154−159.
  203. Kaputkina L.M., Kaputkin D.E. Structure and phase transformations under quenching and tempering during heat and thermomechanical treatment of steels. // Mater. Sci. Forum 2003. v.426−432.- pp. 1119−1126.
  204. Chin-wen Chen. Magnetism and Metallurgy of Soft Magnetic Materials. Amsterdam: North-Holland P. C, 1977,392−393.
  205. Григорович B. K, Шефтель E.H., Полюхова И. Р. Способ получения заготовок двухфазного магнитномягого материала для сердечников магнитных головок. А.с. СССР N 980 437, МКИ C21d 8/12 11.02.81.
  206. Кекало И Б. Нанокристаллические магнитно мягкие материалы. // М.: МИСиС. -2000.
  207. G.Herzer. Nanocrystalhne soft magnetic Materials //JMMM, 1992,112, pp.258−262.
  208. Андриевский P А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. I. Особенности структуры. Термодинамика. Фазовые равновесия. Кинетические явления. // Физика металлов и металловедение. 1999. — т. 88, № 1, — с. 50−73.
  209. C.S.Pande, R.A.Masumura, R.W.Annstrong. Pile-Up Based Hall-Petch Relation for Nanoscale Materials. //Nanostructured Materials, 2 (1993), pp.323−331.
  210. Watanabe, H. Oura, N.Onozato. Magnetic Properties of Fe-Ta-N-0 Film with High Saturation Flux Density. // IEEE Transactions on Magnetics, 26 (1990), No 5,1500−1502.
  211. K.Katon, K. Hayashi, H Ohmon, M. Hayakawa, K.Aso. Magnetic Properties of Fe-Al-(Nb, V)-N-0 Films. // Proc. Int. Symp. on 3d Transition-Semi Metal Thin Films. Magnetism and Processing. Sendai, Japan, March 5−8,1991. pp.219−228.
  212. K.Nago, H. Sakakima, K. Ihara, H. Hasegava, K. Takahashi, E.Sawai. Eur. Pat. Appl.
  213. K.Nago, H. Sakakima, K.Ihara. Microstructures and Magnetic Properties of Fe-(Ta, Nb, Zr)-N Alloy Films. IEEE Translation J. on Magnetics in Japan, v.7 (1992), No 2, pp.119−127
  214. K.Katon, K. Hayashi, H. Ohmon, M.Hayakawa. Soft Magnetic Properties for Fe-Al-Nb-N-0 Films. // IEEE Transactions on Magnetics, 26 (1990), No 5,1497−1499.
  215. Bannykh O.A., Sheftel E.N., A.I.Krikunov, Kaputkin D.E., Usmanova G.Sh., Stroug R.E. Changes of chemical composition and structure of soft magnetic nanocrystalline
  216. Fc-Zr-N alloy under vacuum annealing. // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2000, v.215−216. June. — pp. 397−399.
  217. Зубов В E., Кринчик Г. С., Кузьменко C.II. //ЖЭТФ, 1991,99, № 2, с. 551.
  218. В. Н., Клостер А. А, Герасимов Е .Г. Магнитные и магнитоакустические свойсша сплавов на основе железа, никеля и кобальта с различными значениями магнитострикции. // ФММ, 2000. Т.90, № 3. С 51−57.
  219. Gaganidze Е., Esquinazi P., Ziese М. Vibrating ferromagnets in magnetic field. // J. Alloys and Compounds 2000. V.310,№l. P.144−152.
  220. Постников В С. Внутреннее грение в металлах. М.: Металлургия. 1974. 358 с.
  221. Г. М. Ашмарин, Е. К. Наими, Д. Е. Капуткин. Влияние магнитного поля на затухание ультразвука в ма1ниюмягком сплаве Fe-Si-Al. // Физика металлов и металловедение. 2004. — т.97, N 3. — с. 1−6.
  222. G.M. Ashmarin, Е.К. Naimi, D.E. Kaputkin. Effect of magnetic field on ultrasonic elastic oscillation decrement in Fe-Si-Al soft magnetic alloy. // Inzynieria Materialowa. 2004. — v. XXV, N 3 (140) — pp. 253−256.
  223. Ю.М Лахтин, В П Леонтьева. Материаловедение. // М.: Машиностроение. 1990. -528 с.
  224. В.И.Феодосьев Сопротивление материалов. // М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана. -2000. 592 с.
  225. О.В. Комбинированные методы поверхностного упрочнения сталей с применением лазерного нагрева. Теория и технология. М., МАДИ (ГТУ), 2003,248 с.
  226. Никифоров Г. Д, Опарин М. И, Федоров С. А. Использование лучистого нагрева для сварки, пайки и термической обработки. Сварочное производство, 1974, № 12, с.18−21.
  227. Light Beam Welding Machine. National Technical Report, 1972, v. 18, № 1, p.8−17.
  228. Л.М.Капуткина, Ю. А. Рахштадт, Д. Е. Капуткин, Д. Ю. Костюченко, А. С. Богданова. Оценка распределения температур при нагреве сталей некогерентным электромагнишым излучением видимого диапазона. // Известия вузов. Черная металлургия. 1998. — N 5. — с. 53−54.
  229. Ю.А., Капуткин Д. Е., Костюченко Д. Ю. Формирование структуры и свойства инструментальных сталей после закалки со световым нагревом. Ма1ериаловедение, 1999, № 12, с.44−49.
  230. . Х.К., Мейер-Коббс К. Поверхностная обработка с применением дуговых ламп большой мощности. Черные металлы, 1990, № 4, с.71−76.
  231. Kaputkin D.E. Application of focused optic irradiation for surface treatment of commercial steels. // Mater. Sci. Forum 2003. v.426−432.- pp. 1285−1288.
  232. P. А., Уманский Я С. Фазы внедрения. М.:Наука, 1977.240 с.
  233. Ю.В., Петров А. П., Кипарисов С. С. Карбид титана: получение, свойства, применение. М.: Металлургия, 1987.216 с.
  234. Г. В., Упадхая Г. Ш., Нешпор B.C. Физическое металловедение карбидов. Киев: Наукова думка, 1974.455 с.
  235. Кипарисов С С, Нарва В. К., Даляева Л. И. Новые износостойкие металлокерамические материалы с использованием карбида титана. М.: Цветметинформация. 1972. 59 с.
  236. S., Frage N. Darnel V.P. // Mat. Sci. Eng. 1999. V. 56. № 10. P. 428.
  237. Ю.Г., Нарва В. К., Фраге Н. Р. Карбидоста-ли. М.: Металлургия, 1988. 144 с.
  238. Кюбарсенн Я П Твердые сплавы со стальной связкой. Таллинн: Валгус ТГУ, 1991. 164 с.
  239. М.Р. Dariel, N.R. Frage, L.M. Kaputkina, D.E. Kaputkin, N.R. Sverdlova. Structure and strength of carbide-steel cermet and their changes during heat treatment. // Inzynieria Materialowa. 2004. — v. XXV, N 3 (140) — pp. 137−140.
  240. В Н. Волченко, Э. Л. Макаров, В. В. Шип и др. Сварка и свариваемые материалы: Справочник в 3-х т. / Под общей ред. В. Н. Волченко. / Т. 1. Свариваемость материалов. /Под ред Э.Л. Макарова//М.: Металлургия. -1991.
  241. Элекгрошлаковая сварка /Под ред В. Е. Патона. // М. К.: Машгиз. — 1959.
  242. Б.П. Конищев, С. А. Курланов, Н. Н. Потапов, В. Д. Ходаков. Сварочные материалы для дуговой сварки: Справочное пособие: в 2-х т. Т.1. Защитные газы и сварочные флюсы. / Под общей ред. Н. Н. Потапова. // М.: Машиностроение. 1989.
  243. С.С. Горелик, Л. Н. Расторгуев, Ю. А. Скаков. Рентгенографический и электроннооптический анализ. // М.: МИСиС. -1994.
  244. Н.И. Ганина, A.M. Захаров. Диаграммы состояния металлических систем. // М.: ВИНИТИ. 1987.
  245. С.В.- Лашко Н.Ф. «Пайка металлов» М.: Машиностроение, 1988.
  246. Berns Н., Ehrhardt R. Carbon or nitrogen alloyed quenched and tempered stainless steels a comparative study//Steel research. 1996. Vol. 67. № 8. P. 343−349.
  247. Е.А., Законников В. П., Пакнис А. Б., Скворцов К. Ф., Малов А. Н. Общетехнический справочник. М.: Машиностроение. 1990.-496 с.
  248. Н.П., Жихарев А. Н. Разностная методика определения времени жизни позитронов. // Приборы и техника эксперимента, 1984, № 5, с. 43−44.
  249. В.Г. Математическое программирование. // М.:Наука, 1986. 288 с.
  250. Н.П., Жихарев А. Н. Методы и техника измерения времени жизни позитронов. // Приборы и техника эксперимента, 1986, № 2, с.7−28.
  251. Н. А., Наими Е К., Зиненкова Г. М. Действие ультразвука на кристаллы с дефектами. М.: МГУ. 1999 238 с
  252. Зав кафедрой Металловедения и Термической Обработки МАДИ (ГТУ), профессор, д т н1. Петрова Л Г
  253. УТВЕРЖДАЮ Ректор ГОУ ВПО «Московский Государственный Институт Стали и
  254. УТВЕРЖДАЮ Директор калибровочного производства2005Г1. АКТоб опробовании результатов работ Капуткина Д Е при разработке и применении технологии ускоренного отпуска и отжига стальной проволоки для обвязки хлопковых кип из сталей 45 60
  255. Утверждаю» Директор по науке, технологии и качествуОА?)^ВИЛС"ачанов1. Оу>> 2005 г1. АКТоб использовании методики изготовления объектов для просвечивающейэлектронной микроскопии
  256. Начальник НИО «Металлофизические ^^ 1 ^' исследования и перспективные разработки» В В Захаров
  257. УТВЕРЖДАЮ Ректор ГОУ В ПО «Московский1. Государств
  258. Утверждаю» Директор по науке и технологии1. АКТоб использовании методики расчета параметров устойчивости пересыщенного твердого раствора в термически упрочняемых алюминиевых сплавах
  259. Начальник лаборатории физики металлов1. Ппиложенпе 6
  260. Утверждаю» Директор по науке и технологии1. ВСМПО-АВИСМА"1. И ВЛевин 2005 г1. АКТоб использовании методики приготовления тонких образцов из дисперсных материалов для структурных исследований
  261. ТП «Совершенство» П. Шеногин 2005 г. 1. АКТопытно промышленных испытании
  262. Результаты испытаний: твердость рабочей часта резца 64,5 Ш. Сэ, срок службы до перезаточки — 0,95 от срока службы нового резца.
  263. На основании проведенных испытаний технология закалки с нагревом сфокусированным светом рекомендуется для восстановленного режущего инструмента.1. Главный инженер1. ООО НПП «Совершенство»
  264. Методика измерения времени жизни позитронов.
  265. Расчет среднего времени жизни позитронов по абсолютной методике осуществлялся по программе однокомпонентного разложения с подбором параметров функции разрешения 191., а по разностной по [297].
  266. Для двухкомпонентного разложения разностных спектров была разработана методика, приведенная ниже.
  267. Каждая компонента спектра имеет вид 191.:fсг/-х/ /г / сг•erfcл/21. Многокомпонентный спектр: где т общее число компонент, I* - относительная интенсивность k-той компоненты.
  268. Предполагается, что параме1р, а не зависит от ц, а только от устройства установки и геомефии съемки.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!