Moskva, Moscow, Russian Federation
Moscow Aviation Institute (National Research University) (kafedra "Tehnologiya konstrukcionnyh materialov", prof.)
Moscow, Moscow, Russian Federation
The analysis of ways to improve gas nitriding method allowing for proper diffusion layers in chromium-nickel martensitic and maraging aviation steels treatment is pre-sented. The method consists in combination of different temperature conditions on change of ammonia and air concentration in the working section of the furnace. The study outcome of the microstructure and phase composition of the obtained diffusion layers are presented. The experimental data for microhardness, wear strengh properties and modulus of reselience in function of layers structure are discussed
gas nitriding, microcycling, depassivation, nitrided case, nitrogen potential, degree of dissociation, martensitic steel
Введение
Разработка надежных способов поверхностного упрочнения для деталей и агрегатов авиационной техники является критически важной задачей в условиях возрождения отечественного авиапрома. Задача особенно актуальна для таких ответственных и сложных в технологическом плане изделий, как детали газотурбинных двигателей (ГТД). Разработка материалов и технологий производится с учетом возрастания термической напряженности и механических нагрузок, и прежде всего, нагрузок на поверхность: истирающих, контактных, знакопеременных.
Основными требованиями к сталям для нагруженных деталей авиастроения (деталей ГТД; дисков турбомашин; зубчатых колес; шпинделей; силовых сварных и механически обрабатываемых деталей и т.п.) являются прочность и твердость, жаропрочность и жаростойкость, коррозионная стойкость, а также стойкость к отрицательным температурам и к перепадам температур.
Этим требованиям удовлетворяют, в частности, современные высокопрочные хромоникелевые мартенситные и мартенситностареющие стали, обладающие необходимой окалиностойкостью, длительной прочностью при заданных температурах эксплуатации, стойкостью во многих агрессивных средах, а также хладостойкостью [1]. Например, мартенситностареющие стали с пониженным содержанием углерода 03Х11Н10М2Т (ВНС‑17) и 03Х12Н10МТ (ВНС‑25) могут применяться вплоть до криогенных температур, поскольку пониженное содержание углерода способствует стабилизации остаточного аустенита [2]. Сталь мартенситного класса 13Х11Н2В2МФ (ЭИ‑961), которая применяется, в том числе, для высоконагруженных деталей двигателей (дисков, лопаток и других силовых деталей компрессоров), обладает жаростойкостью до 600 °С, термостойкостью, а также используется как хладостойкая с нормируемой ударной вязкостью при -70 °С не менее 35 Дж/см2 [3].
Для повышения поверхностной твердости и износостойкости стали этих групп подвергаются химико-термической обработке (ХТО) – цементации, нитроцементации, азотированию. Технологии азотирования применяются для широкой номенклатуры деталей ГТД: ведомых и ведущих валов, корончатых и венцовых колесха, шестерен, обойм, шлицевых втулок, поршней, цапф, осей, пальцев и др. Распространению процесса азотирования способствуют следующие его преимущества: относительно невысокие температуры, позволяющие проводить эффективное насыщение стали азотом, а также возможность регулирования строения диффузионного слоя для достижения требуемых свойств в конкретной стали.
Так, в работе [3] показано, что азотирование стали 03Х11Н10М2Т при 540…550 °С в течение 36 ч в аммиаке (со степенью диссоциации 25…40 %) формирует диффузионный слой толщиной до 250 мкм и повышает поверхностную твердость от 30…36 HV до 950 HV, при этом предварительная термообработка (закалка + отпуск) обеспечивает необходимые свойства сердцевины. Авторы работы [4] установили, что при азотировании стали 13Х11Н2В2МФ в течение 24 ч при 600 °C образуется диффузионный слой толщиной 350 мкм с твердостью до 850 HV.
Считается, что традиционное азотирование в аммиаке хотя и повышает износостойкость и контактную выносливость мартенситной стали, но при этом оказывает негативное влияние на ударную вязкость и сдвигает в область более высоких температур порог хладноломкости [5]. Тем не менее, получены данные, что после азотирования может сохраняться достаточный уровень ударной вязкости: для стали 03Х11Н10М2Т, азотированной в указанных выше условиях – на уровне 120 Дж/см2 при комнатной температуре и 80 Дж/см2 при температуре -70 °С [3].
В условиях серийного производства серьезной проблемой, возникающей при традиционном газовом азотировании деталей из высоколегированных сталей, является стабильность получения качественного слоя. Так, азотирование мартенситной стали зачастую сопровождается возникновением дефектов азотированного слоя (рис. 1): неравномерности, несплощности («капельный» слой), трещин и т.п., которые приводят к отбраковке изделий.
Рис. 1.
Трещины в подслое возникают вследствие резкого перепада твердости между диффузионным слоем и сердцевиной, что может приводить к его отслаиванию при перепадах температур. Появлению многочисленных микротрещин способствует образование высокоазотистой нитридной зоны большой толщины, обладающей повышенной хрупкостью («краевой эффект») [6].
Существенным недостатком применяющихся для высоколегированных сталей процессов газового азотирования является большая продолжительность насыщения для получения существенной толщины слоя, что требует применения различных мер для интенсификации процесса. Эта проблема особенно остро стоит при азотировании хромоникелевых сталей, в которых снижена диффузионная подвижность азота.
Используются различные технологические приемы для ускорения диффузионного насыщения сталей азотом легированных сталей: проведение высокотемпературных процессов (термическая активация диффузии) [7], процессов азотирования в плазме тлеющего разряда (электрофизическая активация газовой фазы) [8]. Так, для мартенситностареющих сталей разработаны способы низкотемпературного ионно-плазменного азотирования, которые позволяют получать за короткое время азотированный слой с высокой твердостью без поверхностной зоны химических соединений [9].
Однако по причине низких температур процесса (400…450 °С) толщина упрочненного слоя не превышает 20 мкм. Предварительная интенсивная пластическая деформация позволяет увеличить толщину диффузионного слоя при ионном азотировании стали 13Х11Н2В2МФ‑Ш в 1,3 – 2 раза благодаря формированию ультрамелкозернистой структуры [10], но процесс не обеспечивает максимальной твердости и не исключает образования нитридов хрома, что отрицательно сказывается на коррозионной стойкости.
Приведенные примеры свидетельствуют о необходимости изыскания новых вариантов и режимов ХТО для обеспечения высокой скорости роста качественных диффузионных слоев с требуемыми свойствами. Основными путями совершенствования процессов азотирования высоколегированных сталей являются интенсификация процесса насыщения азотом и управляемое формирование азотированных слоев заданного строения и фазового состава.
Регулированием строения азотированного слоя можно свести к минимуму возникновение возможных его дефектов. Риск растрескивания и охрупчивания азотированного слоя снижается путем контроля выделения поверхностных нитридных фаз, а также обеспечения плавного снижения твердости от слоя к сердцевине, что может быть достигнуто управляемым поступлением азота вглубь стальной подложки.
Как известно, основным принципом регулирования фазового состава диффузионного слоя при азотировании является управление азотным потенциалом газовой атмосферы. Широкие возможности для получения слоев заданного фазового состава предоставляют стадийные процессы с изменением азотного потенциала, в том числе с чередованием азотирования с процессами деазотирования [11]. Например, в работе [4] для снижения хрупкости азотированного слоя в стали 13Х11Н2В2МФ предлагается проведение после азотирования стадии деазотирования без подачи аммиака. Показан ускоряющий эффект термо- и газоциклических процессов на рост азотированного слоя при управлении составом насыщающей среды, в том числе при использовании кислородосодержащих газовых атмосфер [12, 13].
Таким образом, целью настоящей работы является исследование процессов газового азотирования высоколегированных сталей авиационного назначения с использованием технологических приемов регулирования их фазового состава при изменяющихся температуре и азотном потенциале.
Методы исследования
На основе проведенного анализа для исследований выбраны стали авиационного назначения ВНС‑17 и ЭИ961, химические составы которых приведены в табл. 1. Образцы сталей использовали после рекомендуемой термообработки: для стали ВНС‑17 – закалка от 860 °С на воздухе и отпуск при 580 °С; для стали ЭИ961 – закалка от 1000 °C в масле и отпуск при 620 °С.
1. Химические составы исследуемых сталей, % элементов по массе
|
Сталь |
C |
Cr |
Ni |
Mo |
Ti |
W |
V |
По ТУ |
|
03Х11Н10М2Т‑ВД (ВНС-17) |
≤ 0,03 |
0…11,3 |
9,0…10,0 |
1,8…2,3 |
1,0…1,4 |
- |
≤ 0,01 |
14-1-4608-89 |
|
13Х11Н2В2МФ‑Ш (ЭИ961-Ш) |
0,10…0,16 |
10,5…12,0 |
1,5…1,8 |
0,35…0,50 |
- |
1,6…2,0 |
0,18…0,3 |
14-1-2902-80 |
Лабораторные процессы азотирования проводили в электропечи США 4.6/7 (изготовитель – «НПП «Нитрид», г. Саратов), оснащенной водоохлаждаемым муфелем с герметично закрывающейся крышкой и спиральными электронагревателями. Система контроля газовой атмосферы (установка управления газонапуском Н1А) позволяет дозированно подводить в муфель технологические газы (аммиак; сжатый воздух) и регулировать подачу газовой смеси заданного состава. Нагрев образцов до необходимой температуры насыщения осуществлялся в потоке газа. Контроль и регулирование температуры производилось на верхней и нижней тепловых зонах печи. Выравнивание температуры в рабочем пространстве обеспечивается вентилятором в крышке муфеля.
После изотермической выдержки в течение заданного времени производится охлаждение герметично закрытого муфеля. Мониторинг параметров процесса производили при помощи ПО «Need for data», которое регистрирует диаграммы «температура-время».
Для исследования строения диффузионного слоя применены методы металлографического, рентгеноструктурного анализа и растровой электронной микроскопии. Металлографические исследования проводили на поперечных микрошлифах после травления в 3-х %-ном растворе хлорного железа в соляной кислоте, либо электролитического травления в водном растворе щавелевой кислоты. Микроструктуру азотированных образцов исследовали в оптическом микроскопе Neophot при увеличениях ×100…1000. Рентгеноструктурный анализ фазового состава поверхностного слоя выполняли на дифрактометре ДРОН‑3 в излучении Crkα (λ = 2,29082 Å), Crkβ (λ = 2,08480 Å) и Cokα (λ = 1,79021 Å) в интервале углов дифракции 2θ = 40…164°.
Микротвердость образцов исследовали на микротвердомере ПМТ‑3 с нагрузкой 0,98 Н (100 г). Замеры твердости проводили на поперечных шлифах в направлении, перпендикулярном азотированной поверхности по трем дорожкам. По профилям микротвердости по глубине оценивали эффективную толщину азотированного слоя.
Испытания азотированных образцов на износ проводили в условиях сухого трения на установке TE‑200/2 JEAN WIRTZ при комнатной температуре. При перемещении контртела (диска из стали 45 с твёрдостью 28 HRC) с постоянной линейной скоростью относительно образца (d = 12 мм; h = 5 мм) определяли его толщину (с точностью ±2,5 мкм) через равные промежутки на пути трения. В качестве глубинного показателя износа принимали изменение толщины образцов Y, мм.
Ударную вязкость образцов определяли стандартным методом испытаний в соответствии с ГОСТ 9454‑78 на маятниковом копре ТСКМ 300 на образцах с U‑образным надрезом (5×8×10 мм). Измеряли работу удара W, усредненную по результатам трех испытаний.
Электрохимические испытания образцов на коррозию проводили потенциодинамическим методом в рабочем электролите (3-х %-ный раствор NaCl) при помощи потенциостата IPC-2000. В качестве электрода сравнения использовали хлорсеребряный электрод ЭВЛ‑1М1 с потенциалом +0,201 В относительно нормального водородного электрода. На полученных поляризационных кривых определяли ток коррозии образцов при заданном значении потенциала.
Результаты и обсуждение
В данной работе за основу взят процесс азотирования с добавками воздуха [11], а именно, циклический процесс, включающий макроциклы (МЦ) из двух этапов: газо-циклический этап (ГЦ) с чередующейся подачей воздуха и аммиака длительностью 1 ч и этап насыщения в аммиаке длительностью 2 ч. Каждый газоциклический этап представляет собой совокупность микроциклов длительностью по 60 с, во время которых осуществляется попеременная подача воздуха (42 с) и аммиака (18 с) (рис. 2).
Рис. 2
Базовый процесс длится 12 ч и состоит из 4-х макроциклов. Основными входными параметрами базового процесса являются температура и объемное соотношение воздуха и аммиака в газовой смеси на стадии микроциклирования: β = %воздух / %NH3.
Предварительные лабораторные эксперименты были проведены для выбора температуры базового процесса азотирования и оптимального значения параметра β для исследуемых сталей по критерию толщины слоя, его качества и рекомендуемой микротвердости (8000…10 000 МПа). Исследования показали, что азотирование при температуре 500 °С в указанных условиях не приводит к формированию диффузионного слоя ни при каких соотношениях воздуха и аммиака. При постоянных температурах процесса 530 °С и 580 °С образуются азотированные слои, толщина которых тем больше, чем выше содержание воздуха в насыщающей смеси (табл. 2).
2. Параметры диффузионных слоев в сталях после газоциклического азотирования при различных температурах и соотношениях аммиака и воздуха в газовой смеси
|
t, °C |
β |
Cталь ВНС‑17 (03Х11Н10М2Т‑ВД) |
Сталь ЭИ961 (13Х11Н2В2МФ‑Ш) |
||
|
Толщина слоя, мкм |
HV0,98max, МПа |
Толщина слоя, мкм |
HV0,98max, МПа |
||
|
530 |
50/50 |
55 |
12260 |
88 |
12150 |
|
530 |
60/40 |
60 |
12200 |
90 |
12150 |
|
530 |
70/30 |
70 |
12500 |
100 |
12260 |
|
580 |
50/50 |
90 |
9850 |
130 |
10350 |
|
580 |
60/40 |
100 |
9950 |
140 |
10350 |
|
580 |
70/30 |
110 |
10000 |
150 |
10640 |
Результаты показали, что азотирование в атмосфере аммиака с добавками воздуха при 580 °С хотя и позволяет получить диффузионные слои существенной толщины с требуемой твердостью (9850…10640 МПа), но не гарантирует качество и сплошность азотированного слоя, а также не исключает образования трещин. Наилучшие результаты по формированию сплошного азотированного слоя были получены при температуре 530 °С, причем соотношение воздуха и аммиака при микроциклировании β = 70/30 обеспечивает наибольшую толщину слоя в обеих исследуемых сталях.
Показано [13], что основными механизмами интенсификации процесса азотирования при увеличении содержания воздуха в рабочей смеси являются активация газовой фазы, увеличение интенсивности адсорбционных процессов, тепловые и депассивирующие эффекты. Снижение парциального давления аммиака способствует его разложению и увеличению количества атомарного азота в газовой фазе; связывание водорода, выделившегося при диссоциации аммиака, с кислородом приводит к повышению азотного потенциала атмосферы πN = рNН3/рН2. Ускорению адсорбции способствует образование на поверхности стали пористой пленки оксидов железа (Fe3O4 и FeCr2O4) и увеличение числа активных центров, через которые азот поступает в металл.
Как видно на рис. 2, при газоциклическом процессе наблюдается эффект микроциклических колебаний температуры: за один часовой этап ГЦ первого макроцикла регистрируемая температура садки в рабочей зоне муфеля доходит до 550 °С. Резкое повышение температуры во время подачи воздуха происходит вследствие реакции окисления аммиака, которая является экзотермической. Дополнительный прогрев поверхностного слоя стали при термоциклировании обеспечивает увеличение концентрации в нем азота и приводит к существенному ускорению диффузионных процессов.
Изотермический процесс циклического азотирования при 530 °С (процесс 530/12) формирует слои с чрезмерно высокой поверхностной твердостью (более 12 000 МПа, см. табл. 1). На поверхности образуется сплошная нитридная зона (рис. 3, а), состоящая (по данным рентгеноструктурного анализа) на 76…80 % из высокоазотистой ε-фазы состава Fe3N1.3 (рис. 4). Повышение твердости до значений, превышающих рекомендуемые, а также резкий перепад микротвердости на границе слоя и сердцевины (рис. 5, кривая 1) вызывает риск охрупчивания.
Рис. 3.
Рис. 4.
Рис. 5.
Для устранения этих недостатков изотермического процесса был предложен процесс ХТО с повышением температуры до 580 °С на 3-х финальных макроциклах. Двухстадийный процесс «530/3+580/9» проводится по схеме: 1МЦ 530 (3 ч, ГЦ) + 3МЦ 580 (9 ч, ГЦ). Начальная стадия из одного макроцикла при 530 °С формирует качественный равномерный азотированный слой-затравку небольшой толщины. Последующая стадия при повышенной температуре обеспечивает ускоренный прирост слоя. Так, в стали ВНС‑17 толщина слоя увеличивается до значений, формируемых при изотермическом процессе 580/12 (рис. 6). В поверхностном слое формируется значительное количество высокоазотистой ε-фазы (см. рис. 3, б, рис. 4), что сохраняет опасность появления трещин азотированного слоя в процессе эксплуатации.
Рис. 6.
Особенностью фазового состава азотированного слоя после двухстадийного процесса с повышением температуры на второй стадии (530/3+580/9) является образование на поверхности нитридов хрома Сr2N (см. рис. 4); характерные дисперсные выделения видны также в зоне внутреннего азотирования (см. рис. 3, б).
После двухстадийного газоциклического процесса несколько сглаживается профиль микротвердости (см. рис. 5, кривая 2), твердость самого слоя незначительно ниже по сравнению с изотермическим процессом, поскольку высокоазотистая ε-фаза остается преобладающей в нитридной зоне.
Задача доведения твердости азотированного слоя до рекомендуемых значений с целью снижения его хрупкости решается путем выравнивания концентрации азота в диффузионном слое [13]. Этого можно добиться при выдержке азотированной стали в атмосфере сильно диссоциированного аммиака.
В нашем исследовании предложено понижать активность насыщающей атмосферы на финальном четвертом макроцикле путем подачи чистого аммиака со степенью диссоциации на уровне 85…90 % вместо газовой смеси аммиака с воздухом.
Трехстадийный процесс «530/3+580/6+580/3/NH3» проводится по схеме: 1МЦ 530 (3 ч ГЦ) + 2МЦ 580 (6 ч, ГЦ) + 1МЦ 580 (6 ч, NH3). На финальной стадии процесса поверхность не насыщается азотом из газовой фазы, но и не происходит деазотирования (удаления азота из металла в газовую фазу). Высокоазотистые нитридные фазы в поверхностном слое разлагаются и становятся источником азота; возникающий градиент концентраций обеспечивает отток азота вглубь металла и протекание выравнивающей диффузии.
Кардинальные изменения фазового состава поверхностного слоя в результате выравнивающей диффузии подтверждаются результатами рентгеноструктурного анализа (см. рис. 4). После трехстадийного процесса практически исчезает ε-фаза, отсутствует нитрид хрома, сводится к минимуму образование оксидной фазы. Поверхностная зона содержит, главным образом γ'-фазу, и не является сплошной, поскольку идентифицирован также γ-твердый раствор.
Вследствие диффузионного продвижения азота, высвобождающегося при разложении высокоазотистых фаз, вглубь металла, толщина азотированного слоя после трехстадийного процесса увеличивается не только по сравнению с изотермическим процессом, но и по сравнению с двухстадийным процессом без финальной стадии выравнивания (см. рис. 6). Благодаря снижению количества азота как на поверхности, так и в азотированном слое, понижается его твердость до допустимых значений (менее 10 000 МПа), а выравнивание концентрации азота обеспечивает плавный перепад твердости от слоя к сердцевине (см. рис. 5).
Увеличение толщины упрочненного слоя при стадийных процессах способствует повышению износостойкости азотированных сталей по сравнению с изотермическим процессом. Базовый процесс при 530 °С формирует относительно тонкие слои, что приводит к более быстрому их износу. Так, в стали ВНС‑17 после изотермического процесса резкое увеличение скорости изнашивания происходит на пути трения 90 км, тогда как после стадийного азотирования аналогичное явление происходит на пути трения в 150 км (рис. 7).
Рис. 7.
На протяжении всего условно линейного участка установившегося износа для образцов после трехстадийного азотирования фиксируются наименьшие абсолютные значения показателей глубины износа.
Трехстадийные процессы со стадией выравнивающей диффузии, обеспечивающей плавный перепад свойств по глубине слоя, имеют преимущества с точки зрения стойкости азотированной стали к хрупкому разрушению. Испытания на ударную вязкость показали, что работа удара образцов стали ВНС‑17, азотированной по режиму 530/3+580/6+580/3/NH3, сохраняется на уровне 90 % от данного показателя для стали после стандартной термообработки (рис. 8).
Рис. 8.
Тогда как после двухстадийного процесса происходит ощутимое снижение ударной вязкости: работа удара понижается на 40 % по сравнению с исходным показателем для стали ЭИ961 и на 30 % для стали ВНС‑17. Азотированная по трехстадийному процессу сталь ВНС‑17 обладает более высокой ударной вязкостью, чем неазотированная сталь ЭИ961.
Проведение финальной стадии выравнивающей диффузии позволяет несколько снизить негативное влияние азотирования на коррозионную стойкость хромосодержащих сталей, основной причиной которого является связывание хрома в нитриды. Электрохимические испытания на коррозию в слабосолевом растворе показали, что наиболее сильное падение коррозионной стойкости у обеих исследуемых сталей наблюдается после азотирования по двухстадийному режиму 530/3+580/9, когда происходит образование Cr2N (см. рис. 4). Плотность тока коррозии, соответствующего потенциалу E = 200 мВ, вырастает до i200 = 8,5…8,7 мА/см2 по сравнению со значением для неазотированных сталей i200 = 1,0 мА/см2. Трехстадийный процесс 530/3+580/6+580/3/NH3 формирует азотированный слой без нитридов хрома и ε-фазы, что обеспечивает значение показателя коррозионной стойкости для стали 13Х11Н2В2МФ (ЭИ961) на уровне i200 = 2,5 мА/см2.
Выводы
1. Для высоколегированных сталей предложены альтернативные технологические процессы газоциклического азотирования в аммиачно-воздушной атмосфере, позволяющие интенсифицировать процесс роста слоя и управлять его фазовым составом. Двухстадийный процесс с повышением температуры на второй стадии от 530 °С до 580 °С обеспечивает на 25…35 % большую толщину слоя, чем изотермический процесс той же длительности.
2. Трехстадийный газоциклический процесс с финальной стадией при пониженной активности насыщающей атмосферы ведет к дальнейшему росту слоя и диффузионному выравниванию концентрации азота по его толщине. Изменения в фазовом составе нитридной зоны (отсутствие нитридов хрома) благоприятствуют максимальному сохранению стойкости сталей к коррозии. Плавное изменение микротвердости по толщине уменьшает охрупчивающее воздействие модифицированного слоя в условиях ударных нагрузок.
3. Стадийные процессы позволяют создать регулируемый уровень упрочнения азотированного слоя и получить более высокую износостойкость сталей по сравнению с изотермическим процессом.
1. Gromov V.I., Voznesenskaya N.M., Pokrovskaya N.G., Tonysheva O.A. High-strength constructional and corrosion-resistant steels developed by FSUE VIAM for aviation engineering / Aviation materials and technolo-gies, 2017, no.S, pp.159-174
2. Voznesenskaya N.M., Konysheva O.A., Eliseev E.A. Modern cryogenic structural steels and the influence of some alloying elements on their properties (review) [Proc. of VIAM], 2020, no. 1 (85), pp. 3-14.
3. G.P. Alekseeva, I.P. Banas, V.I. Belyakova, et al. Steels for gears and fuel equipment parts, hardened by thermochemical treatment/ Avia-tion Industry, no. 8, 1982, 31-32.
4. Available at: https://inzhener-info.ru/razdely/materialy/zharoprochnye-stali-i-splavy/stali-martensitnogo-klassa/zharoprochnye/stal-ei961-13kh11n2v2mf-martensitnaya -zharoprochnaya.html. (accessed…) (in Russian)
5. Theory and technology of nitriding / Yu.M. Lakhtin, Ya.D. Kogan, G.I. Shpis, et. al. - Mos-cow: Metallurgiya, 1991, 320 p.
6. Bibikov P.S., Belashova I.S., Prokofiev M.V. Specifity of nitriding technologies of high al-loyed corrosion-resistant aviation steels / Bulle-tin of the Moscow Aviation Institute, 2021, vol. 28, no. 2, pp. 206-215.
7. Petrova L.G., Sergeeva A.S. Phase structure control in austenite steels during surface strengthening by high-temperature nitride hard-ening/ Science-intensive technologies in me-chanical engineering, 2020, no. 6(108), pp. 3-11
8. Petrova L.G., Alexandrov V.A., Sergeeva A.S. Electric discharge as technological factor of in-tensification of chemical-thermal treatment of engineering products/ Science-intensive tech-nologies in mechanical engineering, 2019, no.12(102), pp.36-43. DOI: https://doi.org/10.30987/2223-4608-2019-2019-12-36-43
9. Borisyuk Yu. V., Oreshnikova N. M., Pisarev A. A. Low-temperature plasma nitriding of low- and high-chromium steels/ Bulletin of the Rus-sian Academy of Sciences: Physics, 2020, vol. 84, no. 6, pp. 892-898
10. Khusainov Yu.G., Ramazanov K.N., Esipov R.S. Low-temperature ion nitriding of structural steels 13X11N2V2MF-Sh and 12X18N10T with ultrafine (UFG) structure / Hardening technolo-gies and coatings,2017, no. 10, pp. 459-463.
11. Petrova L.G., Belashova I.S., Bibikov P.S., Pro-kofiev M.V. The effect of stadial nitrogenization on the structure and properties of martensitic steel 13X11N2V2MF / Science-intensive tech-nologies in mechanical engineering, 2021, no. 12(126), pp. 12-19.
12. Belashova, I.S., Shashkov, A.O. Kinetics of growth of the diffusion layer with thermogasocyclic nitriding method /Heat treat-ment of metals, 2012, no. 6, pp. 46-50.
13. Alexandrov V.A., Grachev A.V., Barabanov S. I. Shortening of the process of nitriding of cor-rosion-resistant steels/ Metal Science and Heat Treatment, 2011, no. 7, pp. 37-39.
