WWW.DISUS.RU

БЕСПЛАТНАЯ НАУЧНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

 

Казахский национальный технический университет имени К.И. Сатпаева



УДК 669.14:621.78 На правах рукописи









ШАРАЯ ОЛЬГА АЛЕКСАНДРОВНА








Модифицирование поверхности изделий из чугуна и стали



6D070900 «Металлургия»


Научный доклад


на соискание академической степени

доктор философии (РhD)












Республика Казахстан,

Алматы, 2011


Работа выполнена в Карагандинском государственном техническом университете (КарГТУ)

Научные консультанты доктор технических наук, профессор

КарГТУ Исагулов А.З.

доктор технических наук, профессор

МИСиС Тен Э.Б.

Доклад состоится 26 декабря 2011г. В 15:00 часов на заседании диссертационного совета по специальности 6D070900 «Металлургия» при Казахском национальном техническом университете имени К.И. Сатпаева по адресу: 050013, г. Алматы, ул Сатпаева 22, корпус НК, 1 этаж, конференц-зал.

С научным докладом можно ознакомиться на сайте Казахского национального технического университета имени К.И. Сатпаева.

Ученый секретарь

диссертационного совета С.А. Заурбеков

Актуальность работы. В связи с возрастающим дефицитом материальных ресурсов мировое развитие металлургии в XXI в. направлено на рациональное использование металлов и переход к массовому потреблению только экономно легированных сплавов, в частности, сплавов на основе железа – сталей и чугунов. К настоящему времени в науке и технологии сформировалось новое направление – инженерия поверхности, что подразумевает получение принципиально новых материалов с заданным уровнем свойств. Придание конструкционным материалам, машиностроительным изделиям требуемых эксплуатационных свойств будет базироваться на использовании в металлургии технологий термической, химико-термической и обработки поверхности изделий концентрированными источниками энергии. Результатом такого воздействия являются либо структурные изменения в исходной поверхности изделия и это называется процесс модифицирования, или формирование покрытия на поверхности.

Поэтому изучение физико-химических основ формирования структуры поверхности при различных способах модифицирования изделий из конструкционных металлических сплавов на основе железа, разработка новых упрочняющих технологий с целью повышения комплекса эксплуатационных свойств является актуальной задачей и соответствует Государственной программе форсированного индустриально-инновационного развития Республики Казахстан.

Цель работы и задачи исследования. Цель настоящей работы состояла в установлении закономерностей формирования структуры в поверхностном слое изделий из чугуна и стали и разработке технологических процессов модифицирования деталей для повышения эксплуатационных свойств при работе в условиях трения и износа.

Задачи исследования. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Установить закономерности влияния режимов карбонитрации, плазменной обработки, лазерного микролегирования на структуру, фазовый состав и физико-механические свойства поверхности изделий из чугуна и стали;

2. Изучить характер взаимодействия при модифицировании поверхности изделий и установить механизм формирования поверхностных диффузионных слоев при карбонитрации, низкотемпературной плазменной обработке, лазерном микролегировании;

3. Определить параметры и режимы технологии процессов карбонитрации, плазменной обработки, лазерного микролегирования для повышения твердости и износостойкости;

4. Провести стендовые и промышленные испытания изделий после модифицирования и разработать рекомендации по оптимизации режимов технологии поверхностного упрочнения.

Методы исследований. Экспериментальные исследования выполняли на технологическом оборудовании: карбонитрацию проводили в соляных ваннах на установке печь-ванна; источник нагрева поверхности изделий при обработке низкотемпературной плазмой – плазмотрон косвенного действия ЭДП-104; лазерное микролегирование поверхности осуществляли с помощью СО2 – лазера непрерывного излучения «ХЕБР-2500».

Изучение структуры и фазового состава материалов проводили с использованием приборов оптической (Neophot-30, METAV) и электронной микроскопии (Tesla BS – 300, TESCAN VEGA // LSU), энергодисперсионного микроанализатора системы INCA Energy-350 производства OXFORD Instruments (Англия), рентгеновских дифрактометров «ДРОН-3, ДРОН-6»). Свойства поверхности изделий после модифицирования оценивали: твёрдость по Виккерсу на приборе «Galileo» ISOSCAN, микротвёрдость - ПМТ-3; испытания на износ выполняли на стенде ММ295 в условиях гидроабразивного износа и на машине трения СМЦ-2.

Научная новизна полученных результатов состоит в следующем:

1. Обоснован метод конструирования структурно-фазовых состояний в инженерии поверхности для достижения предельно высоких свойств изделий. Впервые предложено применять для чугунных изделий процесс карбонитрации в низкотемпературных нетоксичных соляных ваннах, что позволяет создать на их поверхности градиентные структурно-фазовые состояния.

Получены новые результаты при идентификации фазового состава, типа кристаллической решетки, структуры, размера зон карбонитрированного слоя. Для описания состава карбонитридной фазы расшифрована и предложена формула (Fe, Me)3(N, C). Сформулирован механизм образования карбонитрированного слоя и выявлены стадии диффузионных процессов, установлена кинетика образования диффузионного слоя при карбонитрации чугунов.

2. Выявлена природа и механизм формирования структурно-фазового состояния упрочненных зон поверхностных слоев стали 65Г после обработки низкотемпературной плазмой. Основными структурами упрочненного слоя по данным электронно-микроскопического исследования тонких фольг являются мелкодисперсный мартенсит смешанной морфологии (пакетный и пластинчатый), размеры пластин мартенсита в пределах L 0,9 до 3,15мкм и d от 0,25 до 0,74 мкм и остаточный аустенит до 10%.

Получены новые данные для понимания механизма упрочнения стали: максимальная степень упрочнения определяется особенностью структуры фаз, дефектной субструктурой: высокой дисперсностью блоков мозаики (6·10-7см), повышенной плотностью дислокаций (7·1011 см-2) в виде плотных дислокационных сеток, микронапряжениями, a/a (а-параметр кристаллической решетки) и составляет приблизительно 1,5 ГПа.

3. Разработаны новый состав легирующего покрытия и способ поверхностной обработки железоуглеродистых сплавов при нагреве лазерным излучением.

Практическая значимость работы состоит в том, что на основе результатов выполненных исследований и установленных закономерностей разработаны следующие технологии поверхностной упрочняющей обработки изделий: карбонитрация изделий из чугунов марок СЧ24, ВЧ60; плазменная обработка инструмента из сталей марок 65Г, Р6М5, Р6АМ5, 11Р3АМ3Ф2; лазерное микролегирование конструкционной стали 45. На основании полученных результатов показана возможность повышения износостойкости изделий из чугуна после карбонитрации в 2-4 раза, после плазменной обработки и лазерного микролегирования стальных изделий и инструментов в 3-4 раза.

Результаты исследований используются в учебном процессе для подготовки бакалавров и магистрантов по специальностям 5В070900 «Металлургия», 5В071000 «Материаловедение и технология новых материалов».

Личный вклад автора состоит в:

- постановке задач исследований и разработке способов их решений;

-проведении теоретических и экспериментальных исследований структурообразования и установлении механизма упрочнения материалов при различных способах модифицирования поверхности;

-разработке технологий модифицирования поверхности изделий из чугуна и стали методами карбонитрации, плазменной обработки и лазерного микролегирования;

-апробации результатов выполненных исследований на промышленных предприятиях.

Публикации. По теме исследования опубликовано 20 печатных работ, в том числе 4 в изданиях, рекомендованных Комитетом по контролю в сфере образования и науки МОН РК 11 в сборниках докладов и тезисов международных конференций и изданий.

Основная часть

На современном этапе развития техники все более актуальной становится задача разработки в металлургии и машиностроении материалов для деталей и изделий с качественно новыми свойствами, что может быть достигнуто за счет технологических процессов упрочняющей обработки.

Среди упрочняющих технологий особое место занимают физико-химические способы воздействия на поверхность материала, так как ее состояние во многом определяет уровень прочности и эксплуатационные свойства деталей машин. В большинстве случаев именно поверхность изделия подвергается повышенному износу, контактным нагрузкам и в большей степени разрушается вследствие коррозии.

На основании литературных данных и моделирования процессов упрочняющей обработки для изделий из стали и чугуна было установлено, что наиболее перспективными являются химико-термическая обработка, а также поверхностное упрочнение с использованием высококонцентрированных источников энергии – лазерная и плазменная обработка.

Поверхностное упрочнение деталей, которые работают в условиях износа, коррозии, повышение твёрдости металлорежущих инструментов является особо актуальными в последние 15-20 лет, как в Казахстане, так в странах СНГ и дальнего зарубежья. В связи с существованием такой проблемы на базе Санкт-Петербургского государственного политехнического университета создан научный центр «Плазмотрон». Томский физико-технический университет совместно с институтом Материаловедения и физики прочности РАН, Белорусский государственный технический университет проводят регулярные семинары и конференции по процессам и технологиям модифицирования поверхности изделий.

На данный момент фундаментальные и прикладные разработки в области физики и химии находят всё большее применение в металлургии для создания различных технологий поверхностной упрочняющей обработки.

По имеющимся данным в Республике Казахстан в данном направлении выполняются исследования на базе лазерного центра (лазерное упрочнение, г. Алматы), а также в научных лабораториях некоторых университетов. Необходимо отметить, что большая часть научных работ по упрочнению поверхности изделий проводится по заказам производства и на конкретной номенклатуре изделий. Поэтому основным результатом таких работ служит достижение максимальных значений твёрдости и износостойкости в заданных условиях производства.

Однако, несмотря на достаточно широкое применение различных методов обработки изделий в промышленности, на сегодня так и не создана единая теория упрочнения поверхности, а выполняемые работы, в основном, носят частный характер. Это объясняется сложностью физико-химических процессов, которые проходят на поверхности при высокотемпературном взаимодействии с насыщающими средами, фазовыми и структурными превращениями на диффузионной стадии, кинетикой процесса.

С целью разработки технологии поверхностного упрочнения в настоящей работе исследовались наиболее перспективные способы модифицирования поверхности изделий из чугуна и стали - это карбонитрация, низкотемпературная плазменная обработка, лазерное микролегирование.


Карбонитрация чугуна

Процесс карбонитрации - это химико-термическая обработка, при которой происходит одновременное насыщение поверхности изделий азотом и углеродом из неядовитых расплавов циановокислых солей. Сущность метода заключается в том, что инструмент и детали машин подвергают нагреву в расплавах циановокислых солей при температурах 540-580 оС с выдержкой инструмента от 5 до 40 мин, деталей машин - от 1 до 3 часов.

Процесс карбонитрации можно осуществлять в одной из циановокислых солей – NaCNO или KCNO, или в их смеси. Наилучшим является циановокислый калий, так как имеет более низкую температуру плавления (320 оС) по сравнению с циановокислым натрием (520 оС).

Фазовое состояние системы KCNO-K2CO3 описывается диаграммой, приведенной на рисунке 1.

 Диаграмма состояния системы KCNO-K2CO3 В жидком состоянии-0

Рисунок 1 - Диаграмма состояния системы KCNO-K2CO3

В жидком состоянии компоненты взаимно растворяются, эвтектика состава 8 вес.% K2CO3 и 92 вес.% KCNO кристаллизуется при температуре 308 0С. Из диаграммы следует, что для карбонитрации при температурах 540-580 0С могут применяться расплавы, содержащие от 0 до 30 % K2CO3 и от 100 до 70 % KCNO. Наиболее целесообразно использовать ванну состава 75-80 % цианата калия и 15-20 % карбоната калия (поташа), так как при большем содержании поташа он выпадает в виде твердой фазы, расплав загустевает и становиться непригодным для использования.

Впервые процесс карбонитрации начали разрабатывать под руководством Д.А.Прокошкина в МГТУ им. Н.Э.Баумана для упрочнения металлорежущего инструмента из быстрорежущих сталей. В данной работе автор продолжал изыскания в этом направлении и впервые предложил применить процесс карбонитрации для поверхностного упрочнения чугуна.

Лабораторные исследования по карбонитрации образцов из серого и высокопрочного чугунов (марки СЧ 24 и ВЧ 60) проводили в расплавленных солях циановокислого калия КСNО (85%) и поташа К2СО3(15%) при температурах 550 – 5700 С, время выдержки варьировали в диапазоне 1-7 часов.

Типичный вид микроструктуры на поверхности образцов из чугуна после карбонитрации представлен на рисунке 2. Как видно, на поверхности располагается темная зона, за которой следует нетравящийся слой, имеющий границу раздела с матрицей. Включения графита, пронизывая весь диффузионный слой, выходят на поверхность.

а) б)

Рисунок 2 - Микроструктура чугуна марки СЧ25 (а) и ВЧ60 (б)

после карбонитрации, X1000

На рентгенограммах, снятых с поверхности образцов после карбонитрации (излучение КFe), наблюдали изменение периодов кристаллической решетки чисто нитридной –фазы (Fe3N), что, очевидно, связано с частичным растворением углерода, и это позволило идентифицировать соединение как карбонитридную фазу Fe3(N,С).

Анализ результатов рентгенографических исследований показал, что с увеличением температуры проведения процесса карбонитрации и времени выдержки в расплаве, качественный состав поверхностного слоя не изменяется, однако глубина слоя и количественное соотношение диффузионных фаз зависят как от температуры, так и от продолжительности процесса карбонитрации.

Для выявления последовательности расположения диффузионных фаз съемку рентгенограмм проводили после снятия шлифованием поверхностных слоев (сошлифовкой) на глубину 4·10-6 м (4 мкм) до исходной структуры чугуна.

Визуальная оценка интенсивности линий показала, что самые сильные линии на рентгенограммах, снятых с поверхности, принадлежат оксидам Fe3O4 (решетка типа шпинели а = 8,5 ), которые после удаления слоя на глубину 4·10-6 м полностью исчезают на всех исследованных марках чугуна. Сильные линии, принадлежащие нитриду Fe4N ( - фаза, ГЦК – решетка, а = 3,79 и карбонитриду Fe3NC ( - фаза)), исчезают после снятия слоя глубиной 12·10-6 м на сером чугуне и слоя глубиной 16·10-6 м на чугуне марки ВЧ60. Однако, последовательность расположения и – фаз в диффузионном карбонитридном слое рентгеноструктурным методом не удалось установить, и это указывает на то, что карбонитридный слой состоит из дисперсной смеси указанных фаз.

Проведенные исследования позволили выявить в поверхностном слое чугуна после карбонитрации следующие фазы: оксид железа Fe3O4 с решеткой типа шпинели (а = 8,5 ); нитрид железа Fe4N ( - фаза), имеющая гранецентрированную кубическую решетку с параметром а = 3,79 ; – карбонитрид Fe3(N,С) с гранецентрированной решеткой.

Для установления влияния режимов процесса на глубину слоя проводили карбонитрацию образцов всех исследованных марок чугуна при температурах 550, 560, 570оС с выдержками в расплаве от 1 до 7 часов.

Общий вид, последовательность распределения фаз, глубину и характер формирования диффузионного слоя после карбонитрации определяли металлографическим методом на поперечных шлифах при увеличении 500Х, а также микродюрометрическим и микрорентгеноспектральным методами по распределениям микротвердости, легирующих элементов и элементов внедрения.

Анализ микроструктур показал, что с повышением температуры насыщения и увеличением продолжительности процесса карбонитрации глубина слоя возрастает. Зависимость глубины слоя от продолжительности карбонитрации имеет параболический характер, а от температуры изменяется по экспоненциальному закону.

В данном исследовании было установлено, что технологические режимы процесса карбонитрации влияют, в основном, на количественное соотношение фаз в поверхностном слое без изменения его фазового состава (таблица 1).

Таблица 1 – Влияние продолжительности процесса карбонитрации (при температуре 570 оС) на глубину и количественное соотношение фаз в поверхностном слое

Марка чугуна Продолжительность карбонитрации, час Расчетная толщина карбонитридных фаз, мкм Относительное содержание фаз, %
Fe3O4 Fe4N Fe3(NC)
ВЧ60 3 7 12,4 20,3 7 34 46 26 47 40
СЧ25 3 7 10,9 14,0 18 48 18 22 64 30

Рассмотрим элементы механизма процесса. При карбонитрации происходит насыщение поверхности образцов многокомпонентного сплава на основе железа, содержащего дополнительно кремний, марганец, хром, титан, которые находятся в химически связанном состоянии, азотом, углеродом и кислородом. Углерод в опытных образцах присутствовал в свободном состоянии в виде включений графита.

В цианатных ваннах в результате химических реакций идёт процесс выделения азота и углерода по схеме:

(1)

(2)

Следовательно, азот и углерод выделяются в атомарном состоянии, адсорбируются на поверхности чугуна и диффундируют в глубь изделия с образованием поверхностного диффузионного слоя. При этом необходимо учитывать, что диффузионная способность азота значительно выше, чем углерода, т.к. относительно низкие температуры процесса карбонитрации способствуют преимущественному насыщению поверхности азотом.

Если рассматривать диссоциацию цианата калия, то в расплаве идет реакция

(3)

Как следует из (3), азот имеет свободную связь, которая может взаимодействовать с атомами железа поверхностного слоя образца. Тогда на поверхности чугуна образуется карбонитридная фаза преимущественно на базе нитрида, что было подтверждено результатами рентгеновского анализа.

Взаимодействие между элементами, входящими в состав чугуна и насыщающими компонентами при карбонитрации имеет сложный физико-химический характер и определяется термодинамической активностью элементов по отношению к азоту, углероду, кислороду, а также их количественным соотношением. При рассмотрении механизма карбонитрации чугуна о возможности протекания реакций взаимодействия на поверхности, анализировали термодинамические характеристики указанных элементов и их соединений, стандартные значения которых приведены в справочных таблицах. В условиях насыщения чугуна азотом, углеродом и кислородом существует наибольшая термодинамическая вероятность образования в поверхностном слое изделий оксидов железа, кремния, нитридов кремния, титана и карбидов хрома и титана. Однако, из-за превалирующего содержания в чугуне железа, как основы сплава, указанные элементы самостоятельных карбидов и нитридов не образуют, а лишь легируют соответствующие соединения железа.

На рисунке 3 приводятся линии интенсивности распределения легирующих элементов по глубине карбонитрированного слоя при сканировании электронным зондом вдоль выбранного маршрута. Максимумы на кривых показывают обогащение поверхностного слоя изделий из чугуна кремнием, хромом и марганцем при одновременном уменьшении содержания в нем железа. Более высокое, по сравнению с матрицей, содержание хрома, кремния и марганца в поверхностном слое связано с большей, чем у железа термодинамической активностью этих элементов по отношению к азоту, углероду и кислороду. Результаты качественного и количественного анализа элементов по глубине карбонитрированного слоя (данные микрозондового анализа) хорошо согласуются и дополняют топографию диффузионного слоя (рисунки 3,4).

 Рисунок 3- Распределение элементов в поверхностном слое после карбонитрации -6

Рисунок 3- Распределение элементов в поверхностном слое после карбонитрации

Поскольку при карбонитрации происходит одновременное насыщение чугуна азотом, углеродом и кислородом, то наибольший интерес представляло исследование распределения указанных элементов и их взаимодействие с насыщаемым материалом. Микроструктура серого и высокопрочного чугуна после карбонитрации, и кривые интенсивности характеристического излучения насыщающих элементов наглядно иллюстрируют вышесказанное (рисунок 4).

С

О О

N N

матрица упрочненный край матрица упрочненный край

чугуна слой слой

2000 Х

СЧ 24 ВЧ 60

Рисунок 4 - Распределение N, С и О по глубине карбонитрированного слоя

Влияние графита на процесс формирования диффузионных слоев при карбонитрации чугуна проявляется, главным образом, в различной степени окисления поверхности.

Благоприятные условия для диффузии кислорода вдоль графитных пластин и по базисным плоскостям пластинчатого графита приводят к образованию на поверхности серого чугуна окисной пленки значительной глубины. Образовавшаяся окисная пленка со структурой шпинели (Fe3O4) препятствует дальнейшей диффузии насыщающих компонентов и приводит к образованию карбонитридного слоя меньшей глубины по сравнению с высокопрочным чугуном, имеющим компактную шаровидную форму графита, в меньшей степени способствующую окислению.

Экспериментально полученная информация о характере распределения элементов в поверхностных слоях чугуна позволяет сформулировать основные положения механизма образования карбонитрированного слоя для условий поверхностного насыщения при карбонитрации:

1. Образование поверхностного слоя осуществляется диффузией элементов азота, углерода, кислорода из расплава циановокислых солей с одной стороны, и встречной диффузией железа, хрома, кремния, марганца - с другой.

2. Хром, кремний, марганец в силу более высоких значений активности к насыщающим элементам, чем железо, обогащают поверхностную зону роста диффузионного слоя. В результате на базе основы – железного сплава (чугуна) образуются оксид Fе3О4, нитрид Fе4N и карбонитридная фаза в виде сложного химического соединения с азотом и углеродом, в котором атомы железа частично замещаются атомами легирующих элементов. Комплексное исследование природы карбонитридной фазы позволило нам описать ее формулой (Fе, Ме)3(N, С).

3. Дальнейшая диффузия из внешней среды в глубь изделия из чугуна протекает через слой образовавшихся сложных фаз и носит затухающий характер.

Приведенный механизм формирования диффузионного поверхностного слоя при карбонитрации чугуна позволил определить оптимальные параметры процесса и разработать технологию поверхностного насыщения изделий.

Насыщение чугуна азотом и углеродом, сопровождающееся перераспределением элементов в поверхностном слое и образованием в нем новых фаз, в том числе сложных карбонитридов, приводит и к изменению физико-механических свойств поверхности.

На рисунке 5 показаны кривые распределения микротвердости по глубине карбонитрированных слоев на образцах чугуна.

Как следует из полученной зависимости (рисунок 5), снижение чисел микротвердости чугуна марки СЧ 25 происходит плавно от поверхности образца (13-15 ГПа) к его матрице (7ГПа). По мере удаления от поверхности к сердцевине изделия уменьшалось количество карбонитридной фазы и снижалась микротвердость до значений, характерных для исходного состояния чугуна (до карбонитрации).

Рисунок 5 - Распределение микротвердости по глубине изделий

из чугуна марок СЧ 25 и ВЧ 60 после карбонитрации

при температурах процесса: - 550 оС, - 560 оС, - 570 оС;

продолжительность насыщения 3 час

Распределение микротвердости на поверхности высокопрочного чугуна марки ВЧ 60 после карбонитрации имеет другой характер. Из-за повышенного содержания легирующих элементов на поверхности образцов в начале насыщения образуется тонкий слой сложных карбонитридов с высокой твердостью до 20-22 ГПа. Далее наблюдалось снижение микротвердости до 12-14 ГПа, а затем плавный переход к сердцевине (исходной структуре).

Исследование образцов на износостойкость, проведенное на стенде ММ 295 показало, что износостойкость образцов из чугуна марки СЧ 25 повысилась в 2,2, а из чугуна марки ВЧ 60 в 3 раза по сравнению с исходным (немодифицированным) состоянием.

Результаты исследований на гидроабразивный износ показали, что отделение частиц начинается в области наибольшего угла атаки абразивной суспензии с появлением углублений и дальнейшего их увеличения. В результате исследований толщина изношенного слоя h составила 0,074 мкм при = 20, 0,069 мкм при = 30, 0,061 мкм = 40 за 10 часов испытаний на образцах из серого чугуна марки СЧ 25 и 0,027 мкм для чугуна марки ВЧ 60.

Анализ процесса изнашива­ния карбонитрированных образцов при гидроабразивном воздействии, пока­зал, что при воздействии потока абразивных частиц под углом 30° изнаши­вание идет по механизму микрорезания: вначале из­носостойкость растет, с увеличени­ем угла атаки до 40 износостойкость монотонно убывает. При этом износостойкость в условиях гидроабразивного износа, максимально приближенного к реальным условиям эксплуатации насосов для перекачки нефти, повысилась для образцов из серого чугуна в 1,8, а для высокопрочного чугуна в 2,5 раза.

Опытно-промышленные испытания изделий из чугуна (модельной оснастки, деталей насосов-гомогенизаторов) после карбонитрации позволили констатировать повышение износостойкости его поверхности в 2-4 раза.


Технология упрочняющей термообработки с применением низкотемпературной плазмы

Среди методов поверхностного упрочнения инструмента наиболее перспективным является термическая обработка с использованием низкотемпературной плазмы. Плазма (ионизированный газ) представляет собой направленный поток заряженных частиц с высокой концентрацией энергии. Сущность процесса плазменного термического упрочнения основана на быстром ( 1000 К/с) нагреве и регламентированном охлаждении обрабатываемой поверхности, что обеспечивает формирование структуры и свойств, которые недостижимы при традиционных способах термической обработки. Плазменная термообработка в отличие от лазерной и ионной имплантации характеризуется большей глубиной упрочненного слоя, простотой процесса, высоким коэффициентом полезного действия.

Установка для модифицирования поверхности образцов состояла из дугового плазмотрона косвенного действия 1, стального образца 2 (рисунок 6).

 Схема экспериментальной установки и кривые нагрева: Р = 20 кВт,-10

Рисунок 6 - Схема экспериментальной установки и кривые нагрева:

Р = 20 кВт, V = 9 мм/с, L = 17 мм

Образцы исследуемых материалов в форме пластины размером 87*30*4,7 мм передвигались над выходным электродом дугового подогревателя со скоростью V = 5 - 30 мм/с при дистанции обработки L = 5 - 40 мм. На расстоянии 35 мм от переднего края образца к нему приваривались три термопары по продольной оси симметрии на глубине 0, 1,5 и 4,7 мм от внутренней (обращенной к струе) поверхности образца. Изменение температуры фиксировалось быстродействующим усилителем Н338 - 4П с рабочей частотой 150 Гц.

Термическая обработка материалов проводилась без оплавления поверхности; образец охлаждался струей воды, распыленной пневматической форсункой. Типичная кривая нагрева поверхностного слоя образца представлена на рисунке 6. Начало подъема температуры совпадало с моментом соприкосновения края образца с плазменной струей. При этом отмечалось распространение по внутренней поверхности образца светящихся потоков длиной 2-3 см.

В области I скорость подъема температуры для кривой 2 составляла 80 К/с, для кривой 3 - 40 К/с. В области II, зоне пятна нагрева, нарастание температуры происходило линейно со скоростью 1700, 450 и 250 К/с для кривых 1, 2 и 3 соответственно. В области III для кривых 1 и 2 наблюдался спад температуры со скоростью 700 и 100 К/с, а для кривой 3 температура удерживалась на уровне 7000 С. В области IY, где образец уже уходил от действия струи плазмы, температура на всех участках выравнивалась и происходило его охлаждение со скоростью 10-15 К/с.

Зависимость максимальной температуры образца от дистанции обработки и скорости его перемещения показана на рисунке 7, а, б.

 Зависимость температуры образца от скорости его движения при L-11

Рисунок 7 - Зависимость температуры образца от скорости его движения при

L = 15 мм (а) и от дистанции обработки при V = 8 мм/с (б); распределение микротвёрдости по глубине упрочнённого слоя при количестве циклов нагрева n:

1 – n = 1; 2 – n = 3 (в)

Видно, что толщина области фазовых превращений изменяется приблизительно от 1,5 мм при V = 9 мм/с до нуля при V = 23 мм/с. Так толщина области фазовых превращений изменялась от 1,5 мм при L = 15 мм и до нуля при L = 30 мм. Толщина зоны фазовых превращений была обратно пропорциональна L при V = const и V при L = const. С точки зрения достижения более высокого КПД для увеличения толщины термоупрочнённого слоя предпочтительнее уменьшать дистанцию обработки, а для уменьшения - увеличивать скорость перемещения образца. Очевидно, оптимальный режим будет достигаться при максимальной температуре на поверхности образца, равной температуре плавления металла. Этот режим характеризуется наиболее высокими значениями КПД и толщиной термически обработанного слоя. Из рисунка 7, б, в следует, что в этом случае для увеличения требуется увеличивать область l и уменьшать область V одновременно, а для уменьшения - одновременно уменьшать l и увеличивать V.

Тонкая структура стали опытного образца (марка 65Г) по результатам электронно-микроскопического анализа (просвечивающий ЭМ 125) в исходном состоянии (до обработки плазменной струёй) была представлена ферритно-перлитной смесью. Перлитная составляющая при больших увеличениях микроскопа наблюдалась в виде пластинчатой и глобулярной модификаций. Средняя толщина цементитных пластин составляла 0,077 мкм, расстояние между пластинами 0,2 мкм. В пределах одной колонии цементита пластины были ориентированы в одном направлении. В феррите наблюдались хаотически распределенные дислокации, скалярная плотность которых не превышала 108 см -2.

После обработки поверхности образцов из стали 65Г плазменной струей металлографическим анализом выявлялось образование несколько структурных зон: поверхность - модифицированный слой белого цвета размером 8-24 мкм, далее зона термического влияния глубиной до 2,4 мм и наблюдался переход к ферритно-перлитной структуре сердцевины (рисунок 8).

Рисунок 8 - Микроструктура стали 65Г

после обработки низкотемпературной плазмой, X100

На рисунке 7, в показано изменение микротвердости Н по глубине упрочненного слоя: профиль микротвёрдости имел несколько участков, которые соответствовали определенным структурным состояниям стали. Микротвердость в приповерхностном слое изменялась от значений 8400 до 12500 МПа в зависимости от режимов плазменной обработки.

Электронно-микроскопическое исследование поверхностных слоев стали после обработки плазмой показало повышение дисперсности структурных составляющих и наглядную картину формирования упрочненной зоны. Основными структурными составляющими упрочненной приповерхностной зоны стали 65Г являлся мелкодисперсный мартенсит смешанной морфологии; количество остаточного аустенита, расположенного между пластинами мартенсита, не превышало 10%, размеры пластин мартенсита изменялись в зависимости от режимов плазменной термообработки в пределах L от 1,09 до 3,15 мкм и d от 0,25 до 0,74 мкм.

Установленные оптимальные режимы упрочняющей обработки модельных образцов были использованы для плазменной закалки инструментов в условиях металлургического производства.

Плазменная закалка сверл. Спиральные сверла относятся к наиболее распространенным видам режущего инструмента. В настоящее время использование традиционных методов термической обработки инструментов из быстрорежущих марок сталей с целью повышения их износостойкости практически исчерпаны.

В соответствии с литературными данными, применение высококонцентрированных источников энергии, например, лазеров и низкотемпературной плазмы, может позволить в значительной степени повысить твердость и износостойкость изделий из быстрорежущих сталей.

Плазменной закалке подвергали режущий инструмент промышленного производства, который уже проходил термическую обработку (закалку и трехкратный отпуск) по стандартной технологии. Плазменной закалке с целью последующего термоупрочнения подвергали спиральные сверла диаметром 17-20 мм, изготовленные из быстрорежущих сталей марок Р6М5, Р6АМ5 и 11Р3АМ3Ф2.

Сверло для плазменной обработки подавалось в зону нагрева со скоростью вращения 2 – 10 об/с. Плазмотрон располагался под углом 60 градусов по отношению к оси сверла и на расстоянии 30 – 40 мм. Время нагрева изменялось от 2 до 25 секунд. Охлаждение изделия производилось водо-воздушной смесью под давлением. Вращение инструмента давало возможность увеличить время нагрева и обеспечить равномерность нагрева рабочей поверхности сверла. Качество обработки инструмента контролировали косвенно по цвету окисной пленки и распределению значений чисел микротвердости. Это позволило установить оптимальные параметры плазменной обработки изделий: расстояние – 30 мм, скорость вращения – 10 об/с, время нагрева – 10 сек.

Для всех вариантов режимов обработки свёрл удалось получить упрочненный слой глубиной 1 – 1,5 мм от поверхности. По результатам металлографического анализа микроструктура упрочненного слоя содержала белую не травящуюся в кислотах зону с высокой микротвердостью - до 12000 МПа, глубина которой достигала до 0,4 мм. Далее располагалась структура, представляющая собой мартенсит и остаточный аустенит; микротвердость этой зоны – 9000 МПа. Построение профилей микротвёрдости показало, что с увеличением расстояния от поверхности изделия в глубь происходило снижение чисел твердости до их значений в исходной структуре (сердцевине).

Испытание сверл на стойкость после плазменного упрочнения. Сверлами из стали Р6М5 (диаметр 17,4 мм) просверливали стальную плиту (Сталь 40) толщиной 30 мм на вертикально-сверлильном станке модификации 2А135 при скорости 250 об/мин и подаче 0,2 мм/об без охлаждения. При сверлении плиты сверлом после обработки плазмой получалась стружка светлая, т.е. температура её была невысокой. При сверлении обычным, т.е. не обработанным плазмой сверлом, образовывалась стружка темная, т.е. температура её была высокой. На главном режущем лезвии наблюдались цвета побежалости, что свидетельствовало о большей изнашиваемости контрольного (не обработанного плазмой) сверла.

При дальнейших исследованиях проводили испытания упрочнённых плазмой сверл из стали Р6М5 в результате обработки (сверлении) образцов чугуна. Сверла, упрочненные плазмой, просверлили в 2 раза большее число отверстий, чем контрольные. После заточки опытные свёрла также позволяли просверлить двойную норму отверстий.

1. Проведенные теплофизические измерения позволили определить скорость нагрева поверхности изделия при плазменной термообработке, которая составляла 2000 К/с.

2. Установлено, что плазменная закалка стандартного инструмента из быстрорежущей стали повышает микротвердость его поверхности до 12000 МПа и создает упрочненный слой глубиной 1-1,5 мм.

3. Испытания опытных свёрл, проведенные в заводских условиях, показали повышение их стойкости в 2 раза и возможность многократной переточки сверл в пределах толщины упрочненного слоя.

4. Разработана технология плазменной закалки (термоупрочнения) спиральных сверл, изготовленных из сталей марок Р6М5, Р6АМ5 и 11Р3АМ3Ф2.


Лазерное микролегирование

Анализ проблемы повышения надежности и долговечности изделий различного функционального назначения показал, что в настоящее время не представляется возможным решить эту проблему за счет применения дорогостоящих высоколегированных сталей из-за экономической нецелесообразности. В связи с этим чрезвычайно актуальным становится путь повышения долговечности изделий из углеродистых сталей за счет термоупрочнения и микролегирования их рабочих поверхностей с использованием лазерного излучения.

В работе были проведены исследования процессов лазерного легирования. На поверхность образцов стали марки 45 предварительно наносили обмазки системы «W-V-Cr», в качестве связующего использовалось жидкое стекло. Обработку образцов осуществляли при оплавлении их поверхности непрерывным излучением мощного CO2-лазера «ХЕБР-2500». Режимы обработки образцов выбирались так, чтобы не было сильного проплавления поверхности. На первой группе образцов была проведена лазерная обработка с параметрами, представленными в таблице 2.

Таблица 2- Параметры лазерной обработки

Мощность лазерного излучения, Р (Вт) 500
Скорость обработки материала, об/мин.) 520
Высота лазерной головки I, (мм) 1 5 10 12 15

Результаты предварительных испытаний показали, что проплавление поверхности было хорошим, но существовала одна конструктивная особенность лазера «ХЕБР-2500» - объектив, который стоит в головке, охлаждается продуванием через него воздуха, для предотвращения разрушения линзы объектива. Этот воздушный поток раздувает расплавленный слой металла и приводит к образованию на поверхности образцов канавок глубиной 1,5 мм. Увеличение высоты головки над образцом одновременно с увеличением мощности излучения приводило к увеличению размеров обрабатываемой зоны, что не всегда желательно, поэтому в дальнейших экспериментах была увеличена скорость обработки. Параметры обработки второй группы образцов представлены в таблице 3. Во второй группе на первых трех образцах наблюдалось также образование канавок, но при высоте головки более 10 мм разлета расплава не наблюдалось.

На практике для получения поверхности без оплавления часто используют поглощающие покрытия. Длину волны излучения лазера
«ХЕБР-2500» - 10,6 мкм – почти полностью поглощает оксид алюминия Al2O3. На третью группу образцов было нанесено поглощающее покрытие на основе оксида алюминия, смешанного с лаком 4С. Параметры обработки третьей группы образцов также представлены в таблице 3.

Таблица 3 - Параметры лазерной обработки

Мощность лазерного излучения, Р (Вт) 500
Скорость обработки материала, (об/мин.) 1400
Высота лазерной головки, I (мм.) 1 5 9 12 15

Характерно, что и здесь на малых высотах лазерной головки I = 1 и 5 мм наблюдались проплавленные канавки, но их максимальная глубина достигала лишь 0,4 мм. В остальных случаях излучение прожигало покрытие, но поверхность не деформировалась, т.е. зона оплавления отсутствовала. Микрорентгеноспектральный анализ осуществлялся на растровом электронном микроскопе TESCAN VEGA // LSU с системой микроанализа INCA производства OXFORD Instruments (Англия). Общий вид микроструктуры стали 45 после лазерного легирования с нанесением композиции «W-V-Cr» представлен на рисунке 9.

Рисунок 9 - Общий вид микроструктуры стали 45 после лазерного легирования с нанесением композиции «W-V-Cr»

На рисунке 10 показан микрорентгеноспектральный анализ наплавленного слоя. Рентгеноструктурные исследования фазового состава зон лазерного легирования системой «W-V-Cr» показали, что упрочненный слой представляет собой твердый раствор легирующих элементов в феррите.

 Микрорентгеноспектральный анализ наплавленного слоя стали 45-14

 Микрорентгеноспектральный анализ наплавленного слоя стали 45-15

Рисунок 10 - Микрорентгеноспектральный анализ наплавленного слоя стали 45 после лазерного легирования с нанесением композиции «W-V-Cr»

Металлографическим анализом установлено, что при легировании в непрерывном режиме излучения, при высоких скоростях перемещения лазерного луча в поверхностном слое образуется слабо травящаяся структура мартенсита. Лазерное легирование с оптимальными скоростями перемещения луча относительно обрабатываемой поверхности (=10-20 мм/с) приводит к образованию чрезвычайно мелкозернистой структуры легированного феррита, причем большая часть объема занята равноосными ячеистыми зернами.

По мере приближения к границе с матрицей зерна становятся столбчатыми, ориентированными в направлении максимального отвода тепла. Микродюрометрический анализ образцов после лазерного микролегировния осуществляли путем вдавливания четырехгранной пирамиды на автоматическом микротвердомере фирмы «Galileo» ISOSCAN OD с нагрузкой 9,8 Н. На рисунках 11, 12 представлены микроструктура и график изменения микротвердости после лазерного легирования с нанесением композиции «W-V-Cr».

Рисунок 11 - Микроструктура стали 45 после лазерного микролегирования (с нанесенными отпечатками после измерения микротвердости)

 Распределение микротвердости после лазерного легирования с-18

Рисунок 12 - Распределение микротвердости после лазерного легирования с нанесением композиции «W-V-Cr»

Испытание на износ в условиях трения скольжения проводили на машине трения СМЦ-2 при нагрузках 25-1800 Н. В качестве рабочих сред использовали индустриальное масло И-70А, воздух. Испытание проводили при постоянной скорости скольжения 1,3 м/с при комнатной температуре. В результате износостойкость микролегированных слоев увеличилась в 3-4 раза по сравнению с необработанными лазерным излучением поверхностями. Проведенные исследования позволили установить оптимальные режимы процесса лазерного микролегирования стали 45: Р=500 Вт; =1400 об/мин.; I=9, 12, 15 мм, которые могут увеличить износостойкость изделий из стали 45 в 3-4 раза.

Заключение

1. Предложен способ низкотемпературной карбонитрации изделий из чугуна марок СЧ 25 и ВЧ 60 в расплавах нетоксичных соляных ванн. С использованием диаграммы состояния системы KCNO-K2CO3 подобран состав компонентов для проведения процесса карбонитрации, содержащий 85% KCNO и 15% K2CO3.

2.Современными методами металлографического, рентгеноструктурного, микродюрометрического и локального микрорентгеноспектрального анализов изучены структурные и фазовые превращения в поверхностном слое металлических сплавов в условиях поверхностной химико-термической обработки по способу карбонитрации. Впервые показано, что при карбонитрации чугуна происходит насыщение поверхности не только азотом и углеродом, но и кислородом. В связи с этим наружная часть карбонитрированного слоя состоит, в основном, из оксидов шпинельного типа Fe3O4, за которой располагается зона, содержащая высокодисперсную смесь карбонитридов (Fе,Ме)3(N,С) и нитридов Fe4N, постепенно переходящая в матрицу с исходной структурой чугуна.

3. Выявлено, что в условиях карбонитрации происходит встречная диффузия компонентов насыщающей среды и чугуна, сопровождающаяся формированием на поверхности диффузионного слоя. Установлено, что глубина диффузионного слоя зависит от режима насыщения, исходного состава чугуна, и для исследованных условий составляет 10-50 мкм. Полученные результаты позволили установить основные закономерности формирования диффузионного слоя при процессах карбонитрации чугунов и описать механизм их формирования.

4. Изучены свойства чугунов после проведения процесса карбонитрации. Установлено, что происходит упрочнение поверхности путём повышения её микротвердости в 2 раза по сравнению с исходными значениями для серого и в 2,8 раза для высокопрочного чугуна. Построенные профили распределения микротвердости по глубине упрочненного слоя позволили установить, что значения микротвердости карбонитрированного слоя в соответствии с его структурой и фазовым составом снижаются в направлении от поверхности к сердцевине от 13-15 ГПа для серого и 20-22 ГПа для высокопрочного чугуна до исходных значений, равных 7 и 9 ГПа, соответственно.

5. Опытно-промышленные испытания литейной модельной оснастки, деталей насосов-гомогенизаторов из чугуна после карбонитрации показали повышение износостойкости в 2-4 раза. На основании выполненных теоретических и экспериментальных исследований разработаны практические рекомендации и предложена технология упрочнения поверхности литейной модельной оснастки, деталей нефтяных насосов-гомогенизаторов, изготовленных из чугуна методом карбонитрации.

6. Проведен цикл работ по термоупрочнению поверхности изделий из сталей марок 65Г, Р6М5, Р6АМ5 и 11Р3АМ3Ф2 с применением в качестве источника нагрева поверхности низкотемпературной плазмы. Изучены теплофизические характеристики нагрева и охлаждения поверхности после плазменной обработки, установлены оптимальные параметры проведения процесса обработки.

7. Исследованы микроструктура, тонкая (дислокационная) структура поверхности стальных изделий после плазменной обработки. Тонкая структура стали опытного образца (марка 65Г) по результатам электронно-микроскопического анализа (просвечивающий ЭМ 125) в исходном состоянии (до обработки плазменной струёй) была представлена ферритно-перлитной смесью. Перлитная составляющая при больших увеличениях микроскопа наблюдалась в виде пластинчатой и глобулярной модификаций. Средняя толщина цементитных пластин составляла 0,077 мкм, расстояние между пластинами 0,2 мкм. В пределах одной колонии цементита пластины были ориентированы в одном направлении. В феррите наблюдались хаотически распределенные дислокации, скалярная плотность которых не превышала 108 см -2. Полученные результаты позволили впервые установить механизм упрочнения стали 65Г при плазменной обработке и на этой основе определить оптимальные режимы проведения процесса.

8. Опытные испытания показали, что плазменная закалка стандартного инструмента из быстрорежущей стали повышает микротвердость его поверхности до 12000 МПа и создает упрочненный слой глубиной 1-1,5 мм.

Испытания опытных свёрл, проведенные в заводских условиях, показали повышение их стойкости в 2 раза и возможность многократной их переточки в пределах толщины упрочненного слоя.

Разработана технология плазменной закалки (термоупрочнения) спиральных сверл, изготовленных из сталей марок Р6М5, Р6АМ5 и 11Р3АМ3Ф2.

9. На промышленном непрерывном CO2 – лазере «ХЕБР-2500» проведена обработка предварительно нанесенных покрытий системой «W-V-Cr» и определены режимы лазерной обработки для окончательного формирования поверхностного слоя. Изучена микроструктура стали 45, фазовый состав и распределение элементов в наплавленных слоях на растровом электронном микроскопе TESCAN VEGA // LSU с системой микроанализа INCA производства OXFORD Instruments (Англия). Впервые исследован механизм формирования структуры в поверхностном слое.

10. Измерена микротвердость и износостойкость исследованных образцов в различных зонах упрочнения. Показано увеличение микротвердости в 6-7 раз по сравнению с исходными значениями стали 45. Износостойкость после лазерного микролегирования увеличилась в 3-4 раза. Разработана технология лазерного микролегирования деталей из стали 45.


Список опубликованных работ по теме исследования:

1 Шарая О.А., Дахно Л.А., Шарый В.И. Упрочнение изделий из чугуна методом карбонитрации // Материалы 9-й международной практической конференции «Технологии ремонта, восстановления и упрочнения деталей машин, механизмов, оборудования, инструмента и технологической оснастки».- Санкт –Петербург, 2007.- Т.2.- С. 300-305.

2 Яковлев Е.А., Дахно Л.А., Шарая О.А. Разработка технологии упрочнения режущего инструмента на основе плазменного нагрева // Материалы 9-й международной практической конференции «Технологии ремонта, восстановления и упрочнения деталей машин, механизмов, оборудования, инструмента и технологической оснастки».- Санкт –Петербург, 2007.- Т.2.- С. 308-313.

3 Муравьев О.П., Шарая О.А., Жаркевич О.М., Куликов В.Ю. Остаточные напряжения обработки и прочность металлоконструкций // Материалы 11-й международной научно-практической конференции «Ресурсосберегающие технологии ремонта, восстановления и упрочнения деталей машин, механизмов, оборудования, инструмента и технологической оснастки от нано- до макроуровня».- Санкт –Петербург, 2009.- Ч.2.- С.438-442.

4 Газалиев А.М., Шарая О.А., Дахно Л.А., Бакбардина О.В., Ибраев М.К. Исследование механизма формирования упрочненного слоя при карбонитрации чугуна // Вестник КазНУ им. Аль-Фараби. Серия химическая.- Алматы: КазНУ, 2009.- №2(54).- С.171-174.

5 Шарая О.А., Мещанова С.О. Лазерное легирование // Научные труды международной научно-практической конференции «Актуальные проблемы горно-металлургического комплекса Казахстана» (Сагиновские чтения №1).- Караганда: Изд-во КарГТУ, 2009. Ч.2.- С.126-129.

6 Шарая О.А., Дахно Л.А., Шарый В.И. Повышение эксплуатационной стойкости деталей литейной оснастки многокомпонентным диффузионным насыщением // Труды международной научной конференции «Наука и образование – ведущий фактор стратегии «Казахстан – 2030» (Сагиновские чтения №2).- Караганда: Изд-во КарГТУ, 2010.- Ч.3.- С. 149-150.

7 Sharaya O., Dakhno L. Steel Surface Modification // Materialy VI mezinarodni vedecko-prakticka konferece «Predni vedecke novinky»–2010. Technike vedy. Vystavba a architektura. Fyzika. Matematika.- Praha:«Publishing House Education and Science», 2010.- Dil 7.- S. 3-8.

8 Исагулов А.З., Шарая О.А., Мещанова С.О, Ипполитов С.В., Рябинин С.В. Разработка методов поверхностного упрочнения металлических изделий // Труды Университета.- Караганда: КарГТУ, 2010.- №3.- С.13-16.

9 Yakovlev E.A., Sharaya O.A., Dakhno L.A. Modification Technology of Tools Using Low-Temperature Plasma // 10th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows.- Tomsk, Russia, 2010.- September 19-24.- S. 427-429.

10 Sharaya O. Steel Hardening by Laser Exposure // Материали за 6-а международна научна практична конференция «Научният потенциал на света». Технологии. Математика. Физическа култура и спорт.- София: «Бял ГРАД-БГ», 2010.- Т. 8.- С. 3-5.

11 Шарая О.А., Кусжанова А. Моделирование процессов формирования поверхностных слоев при химико-термической обработке // Труды международного симпозиума «Информационно-коммуникационные технологии в индустрии, образовании и науке».- Караганда: Изд-во КарГТУ, 2010.- Ч.1.- С. 376-379.

12 Sharaya O., Ten E. Electronic and microscopic investigation of structure and properties of sheet protection coatings // Материали за 7-а международна научна практична конференция «Бъдещите изследвания» - 2011. Технологии. Здания и архитектура. Математика. - София: «Бял ГРАД-БГ» ООД, 2011.- Т.15.- С. 3-8.

13 Исагулов А.З., Шарая О.А., Куликов В.Ю., Щербакова Е.П., Байдаулетова И.В. Современное состояние вопроса в области кремнийсодержащих наноматериалов // Труды Университета.- Караганда: КарГТУ, 2011.- №1. С. 27-30.

14 Шарая О.А., Кусжанова А.А. Влияние химико-термической обработки на износостойкость чугуна // Труды Университета.- Караганда: КарГТУ, 2011.- №1.- С. 35-36.

15 Kuszhanova A., Sharaya O. The impact of thermochemical treatment on wear-resisting qualities of cast iron // The seventeenth International Scientific and Practical Conference of Students, postgraduates and Young Scientists “Modern Techniques and Technologies” (MTT’2011).- Tomsk: TPU Press, 2011. S. 69-71.

16 Предварительный пат. 2996 РК. Состав покрытий для обработки деталей при лазерном нагреве / Смолькин А.А., Шарая О.А., Бартенев И.А., Квон С.С., Тулегенова Ш.Н., Брюханов В.В., Денисов В.Н.; опубл. 15.03.96, Бюл. №1.- 2с.

17 Предварительный пат. 4684 РК. Способ поверхностной обработки железоуглеродистых сплавов при нагреве лазерным излучением / Смолькин А.А., Шарая О.А., Бартенев И.А., Квон С.С., Тулегенова Ш.Н., Брюханов В.В., Денисов В.Н.; опубл. 16.06.97, Бюл. №2.- 2с.

18 Шарая О.А. Декоративные и защитные покрытия / учебное пособие.- Караганда: Изд-во КарГТУ, 2008.- 78с.

19 Шарая О.А., Дахно Л.А. Теория и технология термической обработки в ситуационных, экспертных играх и задачах / учебное пособие.- Караганда: Изд-во КарГТУ, 2008.- 78с.

20 Дахно Л.А., Шарая О.А. Химия-термиялы ндеу / оу кралы.- Караанды: КарМТУ баспасы, 2010.- 79б.



 




<
 
2013 www.disus.ru - «Бесплатная научная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.