Подпишитесь на обновления сайта. Получайте новые статьи на почту:

УСЛОВИЯ ВОЗНИКНОВЕНИЯ СТАЦИОНАРНОГО ПОВЕРХНОСТНОГО РЕАКЦИОННОГО ФРОНТА ПРИ ДИФФУЗИОННОМ ЛЕГИРОВАНИИ ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ КАРБИДООБРАЗОВАТЕЛЯМИ

 

УДК 620.193.01

 

Л.Л. ТОВАЖНЯНСКИЙ, докт. техн. наук,

Л.О. ЧУНЯЕВА, канд. техн. наук,

О.Н. ЧУНЯЕВ, канд. техн. наук, НТУ «ХПИ»

 

УСЛОВИЯ ВОЗНИКНОВЕНИЯ СТАЦИОНАРНОГО

ПОВЕРХНОСТНОГО РЕАКЦИОННОГО ФРОНТА

ПРИ ДИФФУЗИОННОМ ЛЕГИРОВАНИИ

ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ

КАРБИДООБРАЗОВАТЕЛЯМИ

 

На підставі системного аналізу процесів дифузійного легування чистого заліза і залізовуглецевих сплавів карбідоутворювачами доведена можливість формування карбідного шару безпосередньо на поверхні сплаву, що легується. Встановлено, що для локалізації хімічної реакції на поверхні, концентрація карбідоутворювача повинна бути меншою за концентрацію,  що викликає поліморфне перетворення γ→α залізної матриці.

 

On the bases of systematic analyses of the diffusion alloying processes of pure iron and ferrocarbon alloys, the possibility of carbide layer forming specifically on the surface of an alloy, has been proved. It is found that in order to localize chemical reaction on the surface the concentration of the carbide forming element must be lower then the concentration that promotes polymorphic transformation γ→α of ferrous matrix.

 

1. Актуальность темы. В подавляющем большинстве случаев целью диффузионного легирования железоуглеродистых сплавов активными карбидообразователями является получение сплошного карбидного слоя на поверхности детали. В ходе многочисленных исследований [1 – 4] доказано, что сплошной карбидный слой придает защищенным деталям повышенную поверхностную твердость (1800 – 2000 HV для Cr3C2, 2600 – 3200 HV для VC, и до 4000 HV для TiC), высокую износостойкость, коррозионную стойкость и другие ценные эксплуатационные свойства. Это послужило стимулом для разработки целого ряда технологий диффузионного карбидного легирования, основанных на использовании различных насыщающих сред, среди которых:

- технология диффузионного карбидного поверхностного легирования (ДКПЛ), разработанная в НТУ «ХПИ», основанная на газовом контактном способе [2, 5 – 7];

- технология карбидного легирования, основанная на газовом неконтактном способе, разработанная сотрудниками КПИ (основные положения опубликованы в книге «Диффузионные карбидные покрытия» [3]);

- технология TD (TRD)  «thermoreactive deposition/diffusion process», разработанная фирмой Тойота, основу которой составляют  жидкостной способ и способ диффузионного легирования в псевдосжиженном слое [4, 8];

- параллельно, для получения карбидных покрытий все шире применяются две больших группы технологий CVD и PVD (chemical vapor deposition, physical vapor deposition), которые изначально разрабатывались как универсальные технологии поверхностного модифицирования.

Тем не менее, среди исследователей процессов диффузионного легирования сплавов и разработчиков технологий диффузионного легирования  карбидообразователями, до сих пор ведется дискуссия о возможности возникновения стационарного фронта карбидообразования на поверхности легируемого сплава.

С одной стороны, работы [9, 10] показывают, что наиболее вероятный механизм зарождения карбидного слоя заключается в последовательном протекании стадий:

- осаждения атомов карбидообразователя на поверхность сплава,

- диффузионного проникновения осажденных атомов в матрицу,

- связывания атомов карбидообразователя диффундирующим навстречу углеродом в карбиды.

Таким образом, реакционный фронт возникает в матрице легируемого сплава на некоторой глубине, а затем его пространственное положение уже может изменяться в зависимости от мощности встречных диффузионных потоков карбидообразователя и углерода, поступающих в зону реакции. А так же от закономерности изменения мощности этих потоков во времени. Вышеописанный механизм возникновения реакционного фронта в матице железоуглеродистых сплавов при диффузионном легировании карбидообразователями имеет ряд экспериментальных доказательств:

- при диффузионном легировании любых конструкционных сталей, даже высокоуглеродистых (содержащих 0,8 – 1,1 % С и более) в условиях, обеспечивающих высокую мощность диффузионного источника, сплошной поверхностный карбидный слой не образуется [9, 10]. При этом карбиды выделяются либо в форме дисперсных включений в диффузионном слое (рис. 1 а), либо в форме карбидной “сетки” по межзеренным поверхностям (рис. 1 б);

- как правило, образующиеся при диффузионном легировании карбидные слои имеют несколько зон, отличных по фазовому составу. При этом внутренняя зона содержит высокий процент элементов матрицы, присутствующих либо в форме смешанных карбидов, например (Cr0,4-0,75, Fe0,25-0,6)7C3 – при легировании хромом, либо в форме включений интерметаллидов, например Fe2Ti в слое TiC – при легировании титаном;

- доказано, что при образовании сплошного поверхностного карбидного слоя (в условиях, когда мощность диффузионного источника ограничивалась), прирост размеров предварительно отожженных образцов не соответствует толщине карбидного слоя, более того, изменения размеров может вообще не наблюдаться – что говорит в пользу диффузионной природы начальной стадии процесса [9].

С другой стороны, авторы публикаций [2, 4, 7, 8, 11] доказывают, что ведущий (наиболее распространенный) механизм зарождения карбидного слоя принципиально отличается от описанного выше, и заключается в связывании  осажденных атомов карбидообразователя непосредственно на поверхности легируемого сплава. При этом диффузионное проникновение части атомов карбидообразователя в матрицу легируемого сплава (и наличие примесных атомов в образующемся карбидном слое), объясняется не механизмом зарождения, а стремлением системы к установлению термодинамического равновесия между растущим поверхностным карбидным слоем и матрицей легируемого сплава.

Рис. 1. Микроструктуры сталей У10 и У12 после хромирования при нагреве т.в.ч.
(Т = 1100 оС, τ = 15 мин):
а) сталь У10, х200; б) сталь У12, х200 [9].

Предложенный механизм возникновения реакционного фронта непосредственно  на  поверхности  железоуглеродистых  сплавов  при диффузион-

ном легировании карбидообразователями зиждется на следующих фактах:

- в ходе исследований кинетики роста карбидных слоев авторами технологий ДКПЛ и TRD зарождение карбидного слоя непосредственно на поверхности легируемого сплава определялось визуально (рис. 2);

- при проведении диффузионного легирования в средах с потенциалом карбидообразователя 0,02 – 0,05 (2 – 5 %) и менее, прирост размеров предварительно отожженных образцов в точности соответствует толщине образующегося карбидного слоя (расхождение составляет ± 1 мкм, что лежит в пределах погрешности измерений) [11];

- были получены карбидные слои чистые по примесям, при этом состав внутренней зоны карбидного слоя, непосредственно граничащий с легируемым сплавом, соответствовал равновесной растворимости элементов матрицы в образовавшемся карбиде. Так состав внутренней зоны карбидного слоя при легировании стали У7 хромом соответствовал (Cr0,85-0,9, Fe0,1 – 0,15)7C3, а внешняя зона слоя состава Cr23C6 не содержала железа [11]. Суммарное содержание металлических примесей в карбидных слоях на основе NbC и VC образующихся на поверхности сталей W1 и 52100 (аналоги отечественных У10 и ШХ15), по данным [4] составляет лишь 1,5 – 3,5 %.

Рис. 2. Рост карбидного слоя при обработке по технологии TRD.
Подложка – сталь W1 (аналог инструментальной стали У11), температура
900 оС. Соль: бура, V2O5, B4C. Слой карбида ванадия после 5 мин обработки (а);
и после 30 мин обработки (б) [4].

Тем не менее, сторонники первой гипотезы, (говорящей о том, что фронт карбидообразования возникает в матрице легируемого сплава на некоторой глубине) до настоящего времени ссылались на то, что доказательства альтернативного механизма зарождения карбидного слоя косвенные. И указывали, что нет ни физических, ни термодинамических факторов, которые, в условиях принятых технологических процессов, предотвратили бы диффузию атомов карбидообразователя в железо, при этом поддерживая достаточную поверхностную концентрацию для протекания химической реакции.

Однако результаты системного анализа процессов диффузионного насыщения сплавов железа и термодинамического анализа систем карбидообразователь – железо и карбидообразователь – железо – углерод показали, что такие факторы есть. А возникновение стационарного поверхностного реакционного фронта при диффузионном легировании железоуглеродистых сплавов карбидообразователями имеет свои четкие термодинамические пределы.

Результаты проведенного анализа, для типичных условий диффузионного карбидного легирования железоуглеродистых сплавов (температурный интервал 950 – 1150 ºС, легирующие элементы – Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr),  приведены в настоящей работе.

2. Обсуждение результатов. В первую очередь, по данным работ [9, 10,  12, 13], была рассмотрена способность вышеперечисленных легирующих элементов – карбидообразователей, образовывать диффузионные слои на чистом железе. При этом оказалось, что решающим фактором, определяющим скорость возникновения диффузионного фронта карбидообразователя, является протекание фазового превращения (γ → α) железной матрицы,
вызванное увеличением концентрации карбидообразователя на поверхности. Так автором [10] показано, что все легирующие элементы, применяемые
для модифицирования сплавов железа, на основании диаграмм состояния
Fe – легирующий элемент, можно сгруппировать по следующим признакам:

  1. Диаграммы состояния Fe – легирующий элемент, в которых
    отсутствуют замкнутые γ области при малых концентрациях примесного элемента (рис. 3).
  2. Диаграммы состояния Fe – легирующий элемент, в которых неявно выражены замкнутые γ области (рис. 4).
  3. Диаграммы состояния Fe – легирующий элемент, в которых явно выражены замкнутые γ области, обусловленные примесным элементом в небольших концентрациях (рис. 5).

К элементам, у которых в фазовых диаграммах с железом замкнутые
γ области отсутствуют (рис. 3), относятся Co, Re, Au, Pd, Pt, Ce, U, Pu и многие другие. В работах [10, 12] доказано, что в исследуемых условиях диффузионного поверхностного легирования (температура 950 – 1150  ºС, время ~
1 – 10 ч.) они не образуют диффузионных слоев на Fe, несмотря на широкие области гомогенности и близость атомных размеров (табл. 1).

Рис. 3. Фрагменты диаграмм состояния Fe – легирующий элемент, в которых
отсутствуют замкнутые γ области [10].

Такое поведение элементов данной группы объясняется сочетанием пренебрежимо малого изменения свободной энергии системы, возникающего от их растворения в аустените, в сочетании с незначительной концентрацией в нем вакансий при 950 – 1150ºС.

Таким образом, и движущая сила диффузионного массопереноса, и концентрация структурных дефектов, необходимых для осуществления элементарных актов диффузии, оказываются недостаточными для формирования диффузионного слоя значимой глубины и концентрации.

При этом ни один из активных карбидообразователей, к этой группе элементов не относится [10].

К элементам, у которых в фазовых диаграммах с Fe замкнутые γ области выражены неявно, относятся Ni, Mn, Cu, а так же некоторые из исследуемых карбидообразователей: Ta, Nb, Zr (рис. 4). У этой группы элементов замкнутые области находятся в узком концентрационном интервале и характеризуются двухфазным составом (γ + α).

 

Рис. 4 Диаграмма состояния сплавов Fe-Nb (а), и Fe-Zr (б) [14].

Рис. 5 Диаграммы состояния сплавов Fe-Cr (а), и Fe-V (б) [14].

Таблица 1

Характеристики основных легирующих элементов, определяющие диффузионную подвижность в сплавах на основе Fe.

Практические  результаты  диффузионного легирования этими элементами по традиционным методикам дают плохую воспроизводимость, несмотря на то, что указанные элементы незначительно отличаются от железа атомными диаметрами (табл. 1) и образуют широкие области гомогенных растворов (исключение составляет цирконий, атомный диаметр которого на 25 % превышает атомный диаметр железа). Устойчивые результаты поверхностного легирования этими элементами, с образованием твердых растворов, возможны только при использовании термоциклической методики, предложенной автором [10], и способствующей многократному протеканию γ → γ + α превращения. Следовательно, при поверхностном легировании такими карбидообразователями как Zr, Ta, Nb, их диффузия в железо затруднена, даже при высокой поверхностной концентрации, и решающим образом зависит от полноты протекания фазового превращения и прочих факторов, ответственных за концентрацию структурных дефектов легируемом металле.

Из рисунка 5 видно, что от начала осаждения на поверхность таких элементов как Cr и V, до момента достижения пороговой концентрации 12 % и 1,5 % соответственно (при 1150 ºС) фазовых превращений в железе не происходит. Однако достижение, и превышение указанной пороговой концентрации приводит к протеканию γ → α превращения в железе. При этом фазовое превращение протекает полностью. В результате, образуется сплошной фронт γ → α превращения, движущийся от поверхности в матрицу, и создающий аномально высокую концентрацию структурных дефектов, в том числе вакансий, концентрация которых по данным [10] возрастает на 3 – 4 порядка. Скорость диффузии в таких условиях скачкообразно возрастает, и легирующий элемент образует развитый, легко различимый металлографическим способом, диффузионный слой. При этом, лимитирующей стадией массопереноса может даже стать стадия массоотдачи атомов легирующего элемента из насыщающей среды к поверхности [6].

К группе элементов с выраженной замкнутой γ-областью относятся также такие активные карбидообразователи как Ti, Mo, W с пороговыми концентрациями фазового превращения 1,4; 3,1, и 6 % при 1150 ºС. Кроме активных карбидообразователей, аналогично ведут себя кремний и алюминий. Все вышеперечисленные элементы способствуют раннему γ → α превращению и легко образуют на железе диффузионные слои типа твердых растворов требуемой для промышленного использования глубины и концентрации. Вследствие чего использование этих элементов в практике диффузионного легирования сплавов железа неуклонно возрастает.

Показательно, что из анализа экспериментальных данных о зависимости глубины диффузионного слоя на железе от времени насыщения различными элементами, проведенного в работе [10] и представленного в таблице 2,
следует: порядок расположения элементов по величине затраченного времени на получение диффузионного слоя одинаковой толщины кореллирует
с изменением ширины замкнутой  γ-области. В таком же порядке расположены элементы в ряду по изменению величины значений коэффициента диф-фузии. Это дает основания считать, что до начала формирования диффузионного слоя требуется создать на поверхности железа, хотя бы в монослое,
такую концентрацию насыщающего элемента, которая приводит к протеканию γ → α превращения. И только после этого начинается активное формирование диффузионного слоя, то есть интенсивное проникновение атомов насыщающего элемента в глубь металла. Очевидно, что, чем уже замкнутая
γ-область, тем меньше времени нужно затратить для достижения критической концентрации элемента в железе, при которой начинается γ → α превращение. Вероятно, это и определяет формирование слоя на начальной стадии. А поскольку параметры диффузии определяются с учетом экспериментальных данных, то и время достижения критической концентрации насыщающего элемента на поверхности входит в его расчет.

Таблица 2

Длительность насыщения (τНАС ч) железа различными элементами при 1000ºС для
получения глубины диффузионного слоя 30 мкм, а также значения коэффициентов диффузии [10].

Исходя из вышесказанного, очевидно, пределы существования замкнутой γ-области для систем карбидообразователь – железо, являются важнейшей характеристикой, позволяющей точно определить пороговую концентрацию карбидообразователя, вызывающую его диффузионное проникновение в матрицу. До тех пор, пока на поверхности железоуглеродистого сплава не достигнута эта критическая концентрация, диффузия карбидообразователя в сплав не идет.

В таблице 3 приведена классификация карбидообразователей по критическим концентрациям γ → α (или неявной области γ + α) превращения в железе. Элементы расположены в порядке сужения замкнутой γ-области сверху вниз, при этом элементы с неявной областью γ + α возглавляют классификацию ввиду неполного протекания превращения, и, как следствие, менее выраженного изменения концентрации дефектов и величины коэффициента диффузии в железе. Таким образом, при диффузионном легировании железа активными карбидообразователями, на поверхности наилучшим образом будут удерживаться Ta, Nb, Zr и Cr. В то время как V и Ti способны образовать мощный диффузионный фронт, единый с фронтом γ → α  превращения, при достижении всего 0,75 – 1,7 % содержания на поверхности железа.

Таблица 3

Классификация карбидообразователей по критическим концентрациям γ → α
(или неявной области γ + α) превращения в железе.

Теперь, полученные данные необходимо сопоставить с критическими концентрациями карбидообразования в тройных системах для каждого из карбидообразователей. Упрощенно можно считать, что чем выше сродство карбидообразователя к углероду, тем меньше будут критические концентрации этих элементов, необходимые для начала реакции карбидообразования, при диффузионном легировании сплавов. Однако при диффузионном легировании конкретной группы сплавов – железоуглеродистых, необходимо учитывать индивидуальные свойства карбидообразователя и его химическое сродство к самому железу. Кроме того, в карбидах большинства перечисленных элементов часть атомов карбидообразователя могут быть замещены на железо, таким образом, выделение карбида при недостатке карбидообразователя облегчается.

Поэтому, с целью определения критических концентраций карбидообразования при диффузионном легировании железоуглеродистых сплавов, был проведен анализ тройных диаграмм состояния карбидообразователь – железо – углерод. В анализе были рассмотрены системы с участием 8-и элементов: Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr.

На основании проведенного анализа термодинамических пределов существования карбидных фаз в железоуглеродистых сплавах можно предложить следующую обобщенную классификацию карбидообразователей по критическим концентрациям образования карбидов:

  1. Относительно слабые карбидообразователи. При малых концентрациях углерода 0,04 – 0,15 % в сплаве, увеличение концентрации карбидообразователя на поверхности сплава не приводит к образованию карбидов до тех пор, пока сплав находится в γ-области (рис. 6 а). Образование карбидов начинается только после протекания γ → γ + α → α превращения. Критическая концентрация углерода, приводящая к образованию карбидов в γ-области при легировании этими карбидообразователями составляет 0,2 – 0,45 % (рис. 6 б). К относительно слабым карбидообразователям относятся Cr, Mo, W.
  2. Сильные карбидообразователи. Даже при малых концентрациях углерода 0,04 – 0,15 % в сплаве, увеличение концентрации карбидообразователя на поверхности сплава приводит к образованию карбидов до начала полиморфного γ → γ + α → α превращения (рис. 7). Из исследуемых элементов к сильным карбидообразователям относятся V, Nb, Ta, Ti, Zr.

Теперь, если сопоставить классификацию карбидообразователей по критическим концентрациям образования карбидов в тройных системах с железом, с классификацией карбидообразователей по критическим концентрациям γ→α  превращения (табл. 3), то можно заключить: в определенном диапазоне концентраций углерода в легируемом сплаве, у всех исследуемых в работе карбидообразователей (Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr) есть область поверхностных концентраций, при которых образование карбидов уже возможно, а γ→α  превращение – еще нет.

Существование этой концентрационной области доказывает возможность зарождения и смыкания карбидных кластеров в сплошной монослой непосредственно на поверхности легируемого сплава (так как объемная диффузия карбидообразователя в матрицу, без протекания полиморфного превращения, не идет).

а)

б)

Рис. 6. Политермический разрез диаграммы состояния Fe – Cr – C при 0,1 % С (а),
и 0,4 % С (б) [15].

К2 – (Cr0,37-0,63, Fe0,53-0,27)7C3; К1 – (Cr0,65-0,86, Fe0,35-0,14)23C6; КС – (Cr0-0,2, Fe1-0,8)3C.

а)

б)

Рис. 7. Изотермический разрез части системы Fe – V – C при 1000 оС (а);
политермический разрез состава Fe – ТіC системы Fe – Ті – C (б) [14].

Таким образом, существует термодинамическое условие возникновения стационарного фронта карбидообразования  на поверхности железоуглероди-

стого сплава, которое может быть записано как:

где: Ck – поверхностная концентрация карбидообразователя;  Cc– поверхностная концентрация углерода; CkminKO  – минимальная концентрация карбидообразователя, необходимая для протекания реакции; CcminKO– минимальная концентрация углерода, необходимая для протекания реакции;
Ckγ-α– критическая концентрация карбидообразователя, при которой начинается протекание полиморфного γ ↔ α превращения железоуглеродистого сплава (во всех случаях подразумевается коцнецнтрация элементов в активной форме).

Существование специфических условий возникновения стационарного фронта карбидообразования на поверхности железоуглеродистого сплава является важным фактом не только в теории но и в практике диффузионного легирования. Теперь очевидно, что зарождение карбидного слоя может протекать двумя путями (и путем реакции непосредственно на поверхности; и с предварительной диффузией карбидообразователя в легируемый сплав). При этом механизмом зарождения карбидного слоя можно управлять (например, ограничивая потенциал карбидообразователя в насыщающей среде в пределах  Ckγ-α, можно добиться формирования карбидного слоя непосредственно на поверхности).

 

Выводы. В результате системного анализа процессов диффузионного насыщения сплавов железа, анализа систем карбидообразователь – железо и карбидообразователь – железо – углерод, доказана возможность возникновения стационарного поверхностного реакционного фронта, при диффузионном легировании железоуглеродистых сплавов карбидообразователями. Проведенный анализ подтвердил, что зарождение карбидного слоя может протекать двумя путями: и путем реакции непосредственно на поверхности; и путем диффузии карбидообразователя в легируемый сплав, с последующим связыванием в карбид. Показано, что для локализации химической реакции на поверхности, поверхностная концентрация карбидообразователя в ходе легирования должна быть меньше критической концентрации, вызывающей полиморфное γ→α  превращение железной матрицы.

 

Список литературы: 1. Boyer H.E. Metals handbook “Desk Edition” / H.E. Boyer, T.L. Gall. – Ohio: ASM-Metals Park, 1997. – P.1250. 2. Открытие № 368 / [Я.М. Колотыркин, И.И. Заец, И.Д. Зайцев
и др.
]. // Сб. Открытия в СССР. – 1989. – C. 13. 3. Диффузионные карбидные покрытия / [В.Ф. Лоскутов, В.Г. Хижняк, Ю.А. Куницкий, М.В. Киндарчук]. – К.: Техника, 1991. – 168 с. 4. Arai T.
Carbide Coating Process by Use of Molten Borax Bath in Japan // J. Heat Treat. – 1979, Vol 18 (No. 2).
– P. 15 – 22. 5. Товажнянський Л.Л. Термодинаміка процесу дифузійного карбідного поверхневого легування / Л.Л.Товажнянський, О.М.Чуняєв, Л.О. Чуняєва // Фізико-хімічна механіка матеріалів. – 2006. № 5. – С. 568 – 573. 6. Чуняев О.Н. Массоперенос при химико-термической обработке железоуглеродистых сплавов с использованием хлоридных активаторов в камерных печах : Автореф. дис. на здобуття наук. ступеня канд. техн. наук : спец. 05.10.08 «Процеси та обладнання хімічної технології / О.Н. Чуняев. – Харьков, 2006. – 20 с. 7. Чуняева Л.О. Противокоррозионное карбидное легирование углеродистых сталей – ресурсосберегающий процесс / Л.О. Чуняева, И.И. Заец,
О.Н. Чуняев // Физико-химическая механика материалов. – 2002. – № 3. – C. 483 – 488. 8. Arai T. Chromizing and Bonding by Use of a Fluidized Bed / T. Arai, J. Endo, H. Takeda : Proceedings of the International Congress’ 5th Heat Treatment of Materials Conference, 20 – 24 Oct 1986. – Р. 1335 – 1341. 9. Дубинин Г.Н. Диффузионное хромирование сплавов / Г.Н. Дубинин. – М.: Машиностроение, 1964. – 451 с. 10. Мельник П.И. Диффузионное насыщение железа и твердофазные превращения в сплавах / П.И. Мельник. – М.: Металлургия, 1993. – 128 с. 11. Товажнянский Л.Л. Нанотехнология в химико-термической обработке железоуглеродистых сплавов / [Л.Л. Товажнянский, О.Н. Чуняев,
И.И. Заец, Л.О. Чуняева
] // ИТЕ. – 2007. – № 3. – С. 109 – 120. 12. Минкевич А.Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов / А.Н. Минкевич. – М.: Машиностроение, 1965. – 389 с. 13. Лахтин Ю.М. Химико-термическая обработка металлов / Ю.М. Лахтин, Б.Н. Арзамасов. – М.: Металлургия, 1985. – 256 с. 14. Лякишев Н.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем: справочник в 3 т. / Н.П. Лякишев. – М.: Металлургия, 1996. – Т. 2. – 1023 с. 15. Раузин Я.Р. Термическая обработка хромистой стали  / Я.Р. Раузин. – [4-е изд.]. – М.: Машиностроение, 1978. – 277 с.

Понравилась статья? Расскажите друзьям.
Общайтесь с нами:

Добавить комментарий