ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, РАСПРЕДЕЛЕНИЯ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ, ТВЕРДОСТИ И ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК ВЫСОКОХРОМИСТЫХ ПОДШИПНИКОВЫХ СТАЛЕЙ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА

Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2023-0-10-13-23
УДК 621.785.5:620.178
Г. С. Севальнев, А. В. Востриков, Д. Ю. Нефедкин, В. В. Моисеенков, Р. Б. Волков, Е. И. Ульянов
ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, РАСПРЕДЕЛЕНИЯ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ, ТВЕРДОСТИ И ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК ВЫСОКОХРОМИСТЫХ ПОДШИПНИКОВЫХ СТАЛЕЙ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА

Проведен сравнительный анализ микроструктуры, размера и распределения карбидов, твердости и триботехнических свойств при исследованиях и испытаниях в одинаковых условиях серийно используемых в российской промышленности подшипниковых сталей марок 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД. По результатам исследований выявлены марки сталей, обладающие после упрочняющей термической обработки комплексом оптимальных свойств

Ключевые слова: подшипниковые стали, 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш, 110Х18М-ШД, микроструктура, размеры карбидов, износостойкость, bearing steels, 60Kh13S-ShD, 95Kh18-Sh, 110Kh18M-ShD, microstructure, carbides size, wear resistance

Введение

Наиболее распространенным материалом для изготовления подшипников качения, в том числе прецизионных, является сталь [1–4]. Существует постоянная необходимость в улучшении качества данного вида сплава [5–11].

Как и во всем мире, в отечественном машиностроении для производства подшипников используют средне- и высокоуглеродистые стали, дополнительно легированные карбидообразующими элементами – хромом, молибденом, ванадием, вольфрамом. При разработке таких сталей учитывают внешние условия и экстремальные воздействия при эксплуатации. Созданы российские марки сталей различных систем легирования – начиная от марки ШХ-15 (аналога стали AISI 52100) до комплексно-легированных теплостойких сталей ЭИ347 (8Х4В9Ф2) и ВКС241 (8Х5М3ВФБ) – аналогов марки М50 [1, 12–15].

Для изготовления прецизионных подшипников качения, работающих в условиях коррозионно-агрессивных сред, необходимы стали с содержанием хрома >13 % (по массе). Высокая концентрация углерода и хрома приводит к увеличению размера карбидной фазы, которая негативно влияет на механические и триботехнические характеристики сталей, а также является концентратором напряжений и источником повышенных вибраций.

В настоящее время в российской промышленности для изготовления миниатюрных приборных прецизионных подшипников качения (рис. 1) применяют марки сталей 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш, 110Х18М-ШД. Благодаря термической обработке они обладают мелкодисперсной структурой с различным размером карбидов и уровнем твердости >58 HRC, высокими механическими и триботехническими характеристиками.

 

 

Рис. 1. Прецизионные приборные подшипники качения

 

Несмотря на широкую распространенность данных марок сталей, сравнительный анализ их микроструктуры и свойств, исследованных в одинаковых условиях, ранее не проводили, что стало целью данной работы.

 

Материалы и методы

В качестве объектов исследования применяли подшипниковые стали марок 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД с различным содержанием углерода и хрома, которые серийно используют при производстве прецизионных подшипников качения различного типоразмера на промышленном предприятии ОАО «ОК-Лоза». Для сравнения дополнительно исследовали свойства стали марки 40Х13. Химический состав изученных сталей соответствовал требованиям ГОСТ 5632–2014 «Легированные нержавеющие стали и сплавы коррозионно-стойкие, жаростойкие и жаропрочные. Марки», ТУ 14-19-106–90 «Прутки из коррозионностойкой стали марки 60Х13С-ШД с нормированным размером карбидов» и ТУ 14-1-3045–80 «Прутки из коррозионностойкой стали. Марки 60Х13С-ШД и 110Х18М-ШД двойного переплава (электрошлакового + вакуумного дугового)». Химический состав сталей представлен в таблице.

Химический состав исследуемых сталей [16]

Сталь

Содержание элементов, % (по массе)

С

Мn

Si

Cr

Mo

40Х13

0,35–0,44

≤0,6

≤0,6

12,0–14,0

60Х13С-ШД*

0,56–0,63

0,2–0,6

1,2–1,6

13,0–13,9

95Х18-Ш

0,9–1,0

≤0,8

≤0,8

17,0–19,0

110Х18М-ШД

1,10–1,12

0,5–1,0

0,53–0,93

16,5–18,0

0,5–0,8

* Дополнительно содержит элементы, % (по массе): 0,05 Ca; 0,05 Ce; 0,05 Zr.

 

Термическую обработку образцов, вырезанных из прутков диаметром 20 мм, проводили по режиму, оптимальному для стали 95Х18-Ш [1, 6]: закалка с температуры 1070 °С с последующим охлаждением в масле, обработка холодом при –75 °С и заключительный низкий отпуск при 160 °С. Данный режим позволяет получить уровень твердости исследуемых марок сталей >58 HRC.

Металлографический анализ структур сталей после упрочняющей термической обработки проводили на оптическом микроскопе при увеличении ×1000. Объемную долю избыточной карбидной фазы оценивали с помощью программы с открытым исходным кодом ImageJ путем обработки изображения с применением монохроматической бинаризации.

Твердость HV1 определяли в соответствии с ГОСТ 2999–75 методом Виккерса с помощью твердомера при нагрузке 10 Н.

Триботехнические характеристики исследовали в условиях сухого трения скольжения по схеме «шарик–диск» при линейной скорости вращения ~0,15 м/с и нагрузке 10 Н с использованием трибометра. Контртелом являлся шарик диаметром 6 мм из хромистой стали ШХ15-ШД (аналог стали AISI 52100) твердостью 64 HRC. Для оценки пути трения до приработки Lпр использовали график изменения коэффициента сухого трения скольжения при фрикционном взаимодействии образца и контртела. Интенсивность изнашивания Wрассчитывали по формуле

 

 мм3/(Н×м),

где lдлина окружности, мм; s – площадь поперечного сечения дорожки износа, мм2P – нагрузка, H; Lпрпуть трения до приработки, м [17].

 

Износ объема поверхности контртела ∆Vшар определяли по формуле

 

 

где r– радиус шарика, мм; h – толщина изношенного сегмента, мм, которая определяется по формуле

 

 

где d – диаметр пятна износа, мм.

 

Интенсивность изнашивания контртела Wконтр рассчитывали по аналогичной формуле, что и для образца:

 

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

 

Результаты и обсуждение

Обеспечение оптимальной системы легирования и необходимого химического состава для подшипниковых сталей является приоритетной задачей, так как наряду с высоким уровнем механических и триботехнических характеристик важно сформировать мелкодисперсную микроструктуру – мелко- или скрытоигольчатый мартенсит, а также мелкоразмерную карбидную фазу [1, 4, 6].

Анализ изотермического сечения при 1000 °С фазовой диаграммы системы Fe–Cr–C, полученного в программном комплексе Thermocalc [18], показывает, что увеличение содержания углерода приводит к формированию крупных карбидных фаз Me7C3. При содержании углерода >1,3 % (по массе) и минимальном содержании хрома до 6 % (по массе) в структуре образуется свободный графит (Сm) (рис. 2). Если на изотермическое сечение фазовой диаграммы Fe–Cr–C нанести показатели серийных отечественных марок сталей 40Х13 (1), 60Х13С (2), 95Х18 (3) и 110Х18М (4) и зарубежной марки стали AISI 440C (4'), то можно установить, что мелкодисперсные карбидные фазы должны формироваться в двух из них: 40Х13 и 95Х18. Поскольку точный химический состав стали марки 95Х18 обеспечить затруднительно, а всевозможные примеси оказывают значительное влияние, то точка 3 на диаграмме смещается в область γ + Me7C3 + Me23C6.

 

 

Рис. 2. Изотермическое сечение при 1000 °С фазовой диаграммы системы Fe–Cr–C, рассчитанное в программном комплексе Thermocalc, с показателями для сталей отечественных марок 40Х13 (1), 60Х13С (2), 95Х18 (3), 110Х18М (4) и зарубежной марки AISI 440C (4') [18]

 

Разработанная коллективом предприятия ОАО «ОК-Лоза» совместно с Златоустовским металлургическим заводом подшипниковая сталь марки 60Х13С-ШД дополнительно содержит Ca, Ce, Zr, которые тормозят диффузию углерода и коагуляцию карбидов, что препятствует дальнейшему образованию крупных карбидов Me7C3.

По результатам металлографического исследования установлено, что микроструктура всех изученных марок сталей после полного цикла упрочняющей термической обработки состоит из мелкоигольчатого мартенсита и карбидов (рис. 3).

 

 

Рис. 3. Микроструктура после полного цикла термической обработки сталей марок
40Х13 (а), 60Х13С-ШД (б), 95Х18-Ш (в), 110Х18М-ШД (г)

 

Для оценки размера карбидов, их содержания и количественного распределения в структуре матрицы проведена бинаризация изображений микроструктур. Результат обработки изображений представлен на рис. 4.

 

 

 

Рис. 4. Бинаризованные изображения микроструктуры после полного цикла термической обработки сталей марок 40Х13 (а), 60Х13С-ШД (б), 95Х18-Ш (в), 110Х18М-ШД (г)

Зависимость среднего значения размера карбидных фаз и содержания карбидов от концентрации углерода представлена на рис. 5. Изменение параметров с увеличением концентрации углерода носит идентичный параболический характер, размер карбидов в стали марки 40Х13 не превышает 5 мкм, в стали 60Х13С-ШД –10 мкм. Увеличение концентрации углерода до 0,95–1,1 % (по массе) приводит к значительному укрупнению карбидной фазы – до 23–25 мкм. Незначительное снижение среднего размера крупной карбидной фазы для стали 110Х18М-ШД, содержащей 1,1 % (по массе) углерода, по сравнению со сталью 95Х18-Ш с концентрацией углерода 0,95 % (по массе) связано с дополнительным легированием карбидообразующим элементом – молибденом. Легирование молибденом приводит к модификации и сдерживанию роста крупных карбидов Cr7C3. При повышении концентрации углерода с 0,4 до 1,1 % (по массе) содержание карбидной фазы увеличивается в 18,7 раза.

 

 

Рис. 5. Зависимость среднего размера (○) и содержания карбидной фазы (□) от концентрации углерода

 

Для исключения дополнительных вибраций в результате фрикционного взаимодействия тела и опоры качения изготовители прецизионных подшипников стремятся получить в подшипниковых сталях избыточные фазы размером <10 мкм с единичными карбидами размером <15 мкм. Анализ распределения и морфологии карбидной фазы в структуре позволил выявить, что во всех изученных марках сталей значительную долю составляют мелкодисперсные избыточные фазы (рис. 6). В сталях 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД присутствует достаточно большое количество карбидов размером >10 мкм. При повышении концентрации углерода с 0,95 до 1,1 % (по массе) содержание карбидов размером >10 мкм увеличивается в 1,5 раза, >15 мкм – в ~3 раза.

Кроме того, выкрашивание крупных карбидов в процессе механической обработки также может негативно влиять на уровень контактной выносливости и количество изготовленных годных деталей с требуемым классом точности поверхности [19].

Результаты дюрометрического анализа позволили установить, что все исследованные подшипниковые стали после упрочняющей термической обработки имеют твердость >58 HRC (рис. 7, а). Для более наглядного различия твердость также измерена по шкале Виккерса (рис. 7, б). Из-за более низкого содержания углерода сталь 40Х13 имеет наименьшее значение твердости. Дополнительное легирование кремнием и повышение содержания углерода позволяют увеличить среднее значение твердости поверхности для стали 60Х13С-ШД с 760 до 800 HV [20, 21]. Наибольшими значениями твердости обладают стали 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД: 62 HRC (850 HV1).

 

Рис. 6. Площадь и размер карбидных фаз в сталях марок 40Х13 (а), 60Х13С-ШД (б),
95Х18-Ш (в), 110Х18М-ШД (г)

 

 

Рис. 7. Твердость сталей по шкале Роквелла (а) и Виккерса (б) после упрочняющей термической обработки

 

Важными характеристиками для подшипниковых сталей являются износостойкость, контактная выносливость, а также стабильность размеров при контактно-фрикционном взаимодействии. Испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения образцов показывают, что наилучшими показателями износостойкости обладают стали марок 60Х13С-ШД и 110Х18М-ШД: интенсивность изнашивания данных марок сталей более чем в 3 раза меньше по сравнению со сталью 40Х13, на 30 % – по сравнению со сталью 95Х18-Ш (рис. 8, а). Следует отметить, что наименьшей интенсивностью изнашивания обладает контртело из стали ШХ15-ШД, которое находилось в паре трения со сталью 110Х18М-ШД: по сравнению с другими парами трения интенсивность изнашивания меньше на 85–110 % (рис. 8, б).

Повысить износостойкость при скольжении образца относительно контртела можно за счет упрочнения матрицы легирующими элементами, а также увеличения количества мелкодисперсных высокотвердых армирующих частиц в структуре матрицы. Низкие значения износостойкости для стали 40Х13 объясняются меньшим содержанием углерода и карбидной фазы. Несмотря на низкое содержание карбидной фазы, сталь 60Х13С-ШД обладает такой же износостойкостью, как и сталь 110Х18М-ШД, благодаря более высокому содержанию углерода по сравнению со сталью 40Х13 и дополнительному упрочнению за счет введения кремния, кальция, циркония и церия. Более высокая интенсивность изнашивания образцов из стали 95Х18-Ш по сравнению со сталью 110Х18М-ШД при одинаковых значениях твердости связана с выкрашиванием карбидной фазы и попаданием ее в зону трибоконтакта, о чем также свидетельствуют высокие значения амплитуды колебаний коэффициента трения и пути трения до приработки (рис. 9).

 

Рис. 8. Интенсивность изнашивания образцов из исследуемых сталей (а) и контртела из стали ШХ15-ШД в паре трения с ними (б) при испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения

 

 

Рис. 9. Кинетика изменения сухого трения скольжения (а) и путь трения до приработки (б) при испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения

 

Наиболее стабильным коэффициентом трения в условиях сухого трения скольжения, низкими значениями интенсивности изнашивания образца и контртела (4,22·10–6 и 1,13·10–6 мм3/(Н·м) соответственно), а также пути трения до приработки (200 м) обладает сталь 110Х18М-ШД, что делает ее среди изученных сталей наиболее оптимальной для изготовления прецизионных подшипников качения. С этой целью также можно использовать сталь 60Х13С-ШД, которая незначительно уступает стали 110Х18М-ШД. Однако полностью заменить одну подшипниковую сталь на другую можно только после всесторонних исследований в соответствии с нормативной документацией, в том числе после сравнительных испытаний образцов металла на специализированных стендах и типовых испытаний подшипников, изготовленных из стали 60Х13С-ШД, в составе изделия. Типовые испытания необходимо проводить на каждом подшипнике, в котором предполагается замена стали, учитывая различные условия применения и эксплуатации. Без проведения данных мероприятий подтверждение требуемого (или увеличение ранее установленного) ресурса работы подшипников в конечных изделиях не гарантировано.

В настоящее время в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ разрабатываются состав и технологии получения сталей, легированных сверхравновесным содержанием азота, в том числе для изготовления прецизионных подшипников качения. Введение азота позволяет предотвратить формирование крупных избыточных фаз и их выкрашивание в процессе механической обработки, в результате чего повышаются триботехнические и контактно-усталостные характеристики стали, а также снижаются нежелательные вибрации при эксплуатации изделий.

 

Заключения

Изучены свойства сталей марок 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД, применяемых в отечественном машиностроении для изготовления подшипников качения, в том числе прецизионных. По результатам металлографических, дюрометрических и триботехнических исследований образцов, упрочненных по режиму, включающему закалку с температуры 1070 °С с последующим охлаждением в масле, обработку холодом при –75 °С и заключительный низкий отпуск при 160 °С, установлено:

– все стали имеют мелкоигольчатую мартенситную структуру;

– при повышении концентрации углерода с 0,4 до 0,95–1,1 % (по массе) карбидная фаза значительно укрупняется (от 4–5 до 23–25 мкм), ее содержание в структуре матрицы увеличивается в 18,7 раза. При увеличении концентрации углерода с 0,95 до 1,1 % (по массе) содержание карбидов размером >10 мкм увеличивается в 1,5 раза, >15 мкм – в ~3 раза;

– наибольшими значениями твердости обладают стали 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД:
62 HRC (850 HV1);

‒ сталь 110Х18М-ШД характеризуется наиболее стабильным коэффициентом трения в условиях сухого трения скольжения, низкими значениями интенсивности изнашивания образца и контртела (4,22·10‒6 и 1,13·10‒6 мм3/(Н·м) соответственно), а также пути трения до приработки (200 м). Для изготовления прецизионных подшипников качения данная сталь является оптимальной среди изученных. С этой целью также можно использовать сталь 60Х13С-ШД, которая незначительно уступает стали 110Х18М-ШД. Однако полная замена подшипниковой стали марки 110Х18М-ШД на сталь марки 60Х13С-ШД возможна только после всесторонних исследований в соответствии с нормативной документацией.

Работы (исследования) выполнены при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования РФ (Соглашение № 075-11-2021-085 от 22.12.2021).


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Спектор А.Г., Зельбет Б.М., Киселева С.А. Структура и свойства подшипниковых сталей. М.: Металлургия, 1980. 264 с.
2. Спришевский А.И. Подшипники качения. М.: Машиностроение, 1968. 632 с.
3. Пинегин С.В. Опоры качения в машинах. М: Издательство АН СССР, 1961. 150 с.
4. Приборные шариковые подшипники: справочник под ред. К.Н. Явленского и др. М.: Машиностроение, 1981. 351 с.
5. Каблов Е.Н., Бакрадзе М.М., Громов В.И., Вознесенская Н.М., Якушева Н.А. Новые высокопрочные конструкционные и коррозионностойкие стали для аэрокосмической техники разработки ФГУП «ВИАМ» (обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2020. № 1 (58). С. 3–11. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-3-11.
6. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. М.: Металлургия, 1983. 525 с.
7. Севальнев Г.С., Якушева Н.А., Коробова Е.Н., Дульнев К.В. Исследование кинетики диффузионного насыщения высокохромистых сталей мартенситного класса после различных видов химико-термической обработки // Авиационные материалы и технологии. 2022. № 3 (68). Ст. 01. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 20.04.2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2022-0-3-3-14.
8. Krishna S.C., Tharian K.T., Chakravarthi K.V.A. et al. Heat treatment and thermo-mechanical treatment to modify carbide banding in AISI 440C steel: a case study // Metallography, Microstructure, and Analysis. 2016. Vol. 5. No. 2. P. 108–115.
9. Zheng C., Fu B., Tang Y. et al. Microstructure and mechanical properties of 9Cr18Mo martensitic stainless steel fabricated by strengthening-toughening treatment // Materials Science and Engineering: A. 2023. Vol. 869. P. 144783.
10. Yang J.R., Yu T.H., Wang C.H. Martensitic transformations in AISI 440C stainless steel // Materials Science and Engineering: A. 2006. Vol. 438. P. 276–280.
11. Shen Y., Moghadam S.M., Sadeghi F. et al. Effect of retained austenite – Compressive residual stresses on rolling contact fatigue life of carburized AISI 8620 steel // International Journal of Fatigue. 2015. Vol. 75. P. 135–144.
12. Громов В.И., Курпякова Н.А., Коробова Е.Н., Седов О.В. Новая теплостойкая сталь для авиационных подшипников // Труды ВИАМ. 2019. № 2 (74). Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 27.04.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-2-17-23.
13. Коробова Е.Н., Севальнев Г.С., Громов В.И., Леонов А.В. Стали для изготовления подшипников качения специального назначения (обзор) // Труды ВИАМ. 2021. № 11 (105). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 25.04.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-11-3-11.
14. Stive O.O.I., Bhadeshia H.K.D.H. Duplex hardening of steels for aeroengine bearings. ISIJ international. 2012. Vol. 52. No. 11. P. 1927–1934.
15. Smirnov A.E., Shevchenko S.Y., Shchipunov V.S. et al. Special features of the carbonitriding of parts of instrument bearings designed for extreme service conditions // Metal Science and Heat Treatment. 2016. Vol. 58. No. 5–6. P. 287–292.
16. Пахомова С.А., Климкина А.А., Гресс М.А. Технология термической обработки коррозионностойких подшипников для горнодобывающей промышленности // Современные инновационные технологии подготовки инженерных кадров для горной промышленности и транспорта. 2015. № 1. С. 98–104.
17. Севальнев Г.С., Севальнева Т.Г., Колмаков А.Г., Дульнев К.В., Язвицкий М.Ю. Влияние фазового состава аустенитно-мартенситной трип-стали ВНС9-Ш на характеристики сухого трения скольжения в трибоконтакте со сталью ШХ15 // Деформация и разрушение материалов. 2021. № 10. С. 20–27. DOI: 10.31044/1814-4632-2021-10-20-27.
18. Martensitic Stainless Steel for Knife Applications – Part 1: Fe–Cr–C // Computational Thermodynamics Calculation of Phase Diagrams using the CALPHAD Method. URL: http://www.calphad.com/ (дата обращения: 26.04.2023).
19. Казарин С.И. О выкрашивании карбидов на поверхности желобов колец подшипников из коррозионностойкой стали 110Х18М-ШД // Вестник Самарского государственного технического университета. Серия: Технические науки. 2014. № 2 (42). С. 69–73.
20. Специальные стали: в 2 т.; пер. с нем. 2-е изд., сокр. и перераб. М.: Металлургия, 1966. Т. 1. 741 с.
21. Специальные стали: в 2 т.; пер. с нем. 2-е изд., сокр. и перераб. М.: Металлургия, 1966. Т. 2. 532 с.
1. Spektor A.G., Zelbet B.M., Kiseleva S.A. Structure and properties of bearing steels. Moscow: Metallurgiya, 1980, 264 p.
2. Sprishevsky A.I. Rolling bearings. Moscow: Mashinostroenie, 1968, 632 p.
3. Pinegin S.V. Rolling bearings in machines. Moscow: Publ. House of the RAS of the USSR, 1961, 150 p.
4. Instrument ball bearings: a reference book. Ed. K.N. Yavlensky et al. Moscow: Mashinostroenie, 1981, 351 p.
5. Kablov E.N., Bakradze M.M., Gromov V.I., Voznesenskaya N.M., Yakusheva N.A. New high strength structural and corrosion-resistant steels for aerospace equipment developed by FSUE «VIAM» (review). Aviacionnye materialy i tehnologii, 2020, no. 1 (58), pp. 3–11. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-3-11.
6. Geller Yu.A. Tool steels. Moscow: Metallurgiya 1983, 525 p.
7. Sevalnev G.S., Yakusheva N.A., Korobova E.N., Dulnev K.V. Study of the diffusion saturation kinetics of high-chromium carbon steels of the martensitic class after various types of chemical-heat treatment. Aviation materials and technologies, 2022, no. 3 (68), paper no. 01. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: April 20, 2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2022-0-3-3-14.
8. Krishna S.C., Tharian K.T., Chakravarthi K.V.A. et al. Heat treatment and thermo-mechanical treatment to modify carbide banding in AISI 440C steel: a case study. Metallography, Microstructure, and Analysis, 2016, vol. 5, no. 2, pp. 108–115.
9. Zheng C., Fu B., Tang Y. et al. Microstructure and mechanical properties of 9Cr18Mo martensitic stainless steel fabricated by strengthening-toughening treatment. Materials Science and Engineering: A, 2023, vol. 869, p. 144783.
10. Yang J.R., Yu T.H., Wang C.H. Martensitic transformations in AISI 440C stainless steel. Materials Science and Engineering: A, 2006, vol. 438, pp. 276–280.
11. Shen Y., Moghadam S.M., Sadeghi F. et al. Effect of retained austenite – Compressive residual stresses on rolling contact fatigue life of carburized AISI 8620 steel. International Journal of Fatigue, 2015, vol. 75, pp. 135–144.
12. Gromov V.I., Kurpyakova N.A., Korobova E.N., Sedov O.V. New heat resistant steel for aircraft bearings. Trudy VIAM, 2019, no. 2 (74), paper no. 02. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: April 27, 2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-2-17-23.
13. Korobova E.N., Sevalnev G.S., Gromov V.I., Leonov A.V. Steels for the manufacture of roller bearings for special purposes (review). Trudy VIAM, 2021, no. 11 (105), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: April 25, 2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-11-3-11.
14. Stive O.O.I., Bhadeshia H.K.D.H. Duplex hardening of steels for aeroengine bearings. ISIJ international, 2012, vol. 52, no. 11, pp. 1927–1934.
15. Smirnov A.E., Shevchenko S.Y., Shchipunov V.S. et al. Special features of the carbonitriding of parts of instrument bearings designed for extreme service conditions. Metal Science and Heat Treatment, 2016, vol. 58, no. 5–6, pp. 287–292.
16. Pakhomova S.A., Klimkina A.A., Gress M.A. Technology of heat treatment of corrosion-resistant bearings for the mining industry. Sovremennye innovatsionnyye tekhnologii podgotovki inzhenernykh kadrov dlya gornoy promyshlennosti i transporta, 2015, no. 1, pp. 98–104.
17. Sevalnev G.S., Sevalneva T.G., Kolmakov A.G., Dulnev K.V., Yazvitsky M.Yu. Influence of the phase composition of austenitic-martensitic trip steel VNS9-Sh on the characteristics of dry sliding friction in tribocontact with steel ShKh15. Deformatsiya i razrusheniye materialov, 2021, no. 10, pp. 20–27. DOI: 10.31044/1814-4632-2021-10-20-27.
18. Martensitic Stainless Steel for Knife Applications – Part 1: Fe–Cr–C. Computational Thermodynamics Calculation of Phase Diagrams using the CALPHAD Method. URL: http://www.calphad.com/ (accessed: April 26, 2023).
19. Kazarin S.I. On the chipping of carbides on the surface of the grooves of bearing rings made of corrosion-resistant steel 110Х18М-ShD. Vestnik Samarskogo gosudarstvennogo tekhnicheskogo universiteta. Series: Technical Sciences, 2014, no. 2 (42), pp. 69–73.
20. Special steels: 2 vols; trans. for Germ. 2nd ed. Moscow: Metallurgiya, 1966, vol. 1. 741 p.
21. Special steels: 2 vols; trans. for Germ. 2nd ed. Moscow: Metallurgiya, 1966, vol. 2. 532 p.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.