Влияние электролитно-плазменной обработки на фазовый состав и тонкую структуру поверхности и приповерхностной зоны стали
Методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии на тонких фольгах проведено исследование изменений фазового состава и тонкой структуры, происходящих в стали 18ХН3МА при электролитно-плазменном воздействии, которое осуществлялось путем поверхностного насыщения азотом и углеродом. Исследование проведено до и после нитроцементации на поверхности и на глубине ~ 40 мкм. Установлено, что нитроцементация привела к существенным качественным и количественным изменениям в структуре. После нитроцементации в приповерхностной зоне по границам мартенситных пластин присутствуют прослойки остаточного аустенита, внутри пластин - частицы легированного цементита и карбонитридов. На глубине ~ 40 мкм по границам всех мартенситных кристаллов - прослойки остаточного аустенита, внутри - только частицы легированного цементита и карбонитрида M23(C, N)6. Управляющим параметром структурно-фазовых изменений является концентрация атомов внедрения углерода и азота, изменения которой приводит к отклонению системы от состояния термодинамического равновесия. При этом переход системы в равновесное или квазиравновесное термодинамические состояния, как можно понимать, реализуется через переходы кристаллических решеток, формирующих градиентное структурно-фазовое состояние матрицы, интерметаллидов и карбонитридных соединений в слабоустойчивое состояние.
Phase composition and fine structure of the steel surface layer after plasma electrolytic treatment.pdf Введение В настоящее время требования к повышению надежности и долговечности конструкционных материалов становятся более жесткими. Известно, что увеличить эксплуатационную стойкость можно при использовании упрочнения стали в результате химико-термической обработки (ХТО). Наряду с традиционной ХТО применяются новые методы, одним из которых является электролитно-плазменная обработка (ЭПО) [1]. Сущность ЭПО заключается в нагреве обрабатываемой детали (катода) в водных растворах (электролитах). Упрочнение осуществляется путем периодического нагрева и охлаждения поверхности упрочняемого образца в слое плазмы, создаваемом между жидким электродом (электролитом) и поверхностью катода (образцом). В зависимости от состава электролита ЭПО может представлять цементацию, азотирование и нитроцементацию [2]. По своей сути, цементация - это насыщение обрабатываемой поверхности углеродом с последующим изменением фазового состава и структуры материала. Азотирование - это насыщение поверхностных слоев в содержащей азот при пониженном давлении плазме. Более сложный процесс - нитроцементация включает поверхностное насыщение стали одновременно углеродом и азотом [1, 3]. Установлено, что ЭПО, как и ХТО, изменяет как структуру материала, так и химический состав поверхностных (модифицированных) слоев [4-6] и осуществляется в результате диффузионного насыщения сплава неметаллами (C, N) при определенной температуре в активной насыщающей среде. ЭПО основана на поверхностном обогащении и включает в себя три одновременно идущих процесса: 1) образование во внешней среде диффундирующего элемента в активном атомарном состоянии (углерода, азота или углерода и азота); 2) контактирование активных атомов диффундирующего элемента с поверхностью металла, адсорбция атомов и поглощение части этих атомов с установлением химических связей с атомами металла (абсорбция); 3) диффузия - проникновение в глубь металла адсорбированных атомов. В процессе ЭПО, вследствие теплового движения, адсорбированные атомы углерода и азота не накапливаются в поверхностном слое, а диффундируют в глубь металла. По мере накопления атомов диффундирующего элемента на поверхности в начальный период это приводит к образованию в поверхностном слое твердого раствора с градиентом концентраций. Достижение предельной растворимости элемента в этом твердом растворе приводит к отклонению системы из состояния термодинамического равновесия и переходу её в слабоустойчивое состояние, которое снимается созданием новых структурно-фазовых состояний [7-21]. Процесс насыщения поверхности атомами углерода и азота способствует перестройке системы с последовательным образованием слоев с новыми структурно-фазовыми состояниями. В [22] установлено, что диффузия атомов углерода и азота протекает быстрее в кристаллической решетке α-железа, чем в γ-железе. Это способствует тому, что при движении системы к термодинамически равновесному состоянию наблюдается целый спектр структурно-фазовых состояний. В основе разной диффузионной подвижности атомов внедрения лежит разный коэффициент упаковки в кубической ОЦК-кристаллической решетки α-железа по сравнению с ГЦК в γ-железе [22]. Таким образом, в результате проведенной ЭПО в поверхностном слое стали должны присутствовать в основном железо, азот и углерод. Из структурно-кинетических диаграмм сталей, близких по химическому составу к исследуемой стали, следует, что в зависимости от параметров термической обработки все стали могут быть получены в различных состояниях: мартенситном, бейнитном, перлитном, а также в виде смеси этих структур. Также следует, что введение углерода приводит, во-первых, к снижению температуры мартенситного превращения и, во-вторых, резко отодвигает точку перлитного превращения. Дополнительное введение в сталь азота должно привести к дополнительному изменению вида структурно-кинетической диаграммы. Таким образом, следует ожидать, что ЭПО стали 12ХН3МА приведет в поверхностном слое к образованию мартенситной структуры. Настоящая работа посвящена исследованию эволюции структурно-фазовых состояний, образующихся в стали 18ХН3МА при высокотемпературной нитроцементации. Основное внимание уделено качественным и количественным изменениям фазового состава стали в поверхностном слое, образующемся в результате нитроцементации. Материал и методы исследования При рассмотрении тройных диаграмм Fe-С-N можно заключить, что при любом содержании C и N следует ожидать, прежде всего, присутствие в стали таких фаз, как аустенит, феррит и цементит. Первые две фазы являются твердыми растворами углерода и азота в ГЦК- и ОЦК-железе, цементит - карбид железа Fe3C [23]. Материалом исследования служила легированная сталь 0.18С-1Cr-3Ni-1Mo-Fe (0.16- 0.18 % С; 3.3 % Ni; 0.9 % Cr; 0.51 % Mo; 0.44 % Mn; 0.34 % Si; 0.05 % Al; 0.008 % S; 0.012 % P; 0.015 % N; 0.01 % O; 0.01 % H), прошедшая процесс поверхностного насыщения азотом и углеродом (нитроцементация) путем электролитно-плазменной обработки. Нитроцементация осуществлялась при температуре 850 С в течение 5 мин. Изучение структуры и фазового состава стали проводилось методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии на тонких фольгах с применением электронного микроскопа ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Рабочее увеличение в колонне электронного микроскопа составляло 25000 крат. Исследование проведено до (исходное состояние) и после нитроцементации в двух точках: 1) вблизи поверхности образца и 2) на расстоянии ~ 40 мкм от поверхности образца. Фазовый анализ (как качественный, так и количественный) проводился по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнопольными изображениями, полученными в соответствующих рефлексах. Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 18ХН3МА в исходном состоянии: П - зерно перлита; Ф - зерно феррита Исходное структурно-фазовое состояние В исходном состоянии, как показали проведенные электронно-микроскопические исследования, матрица стали 18ХН3МА представляет собой -фазу - твердый раствор углерода и легирующих элементов в -Fe с ОЦК-кристал¬лической решеткой. Морфологическими составляющими -фазы являются феррит (~ 20 % объемной доли материала) и перлит (~ 80 % в материале). Типичное изображение тонкой структуры представлено на рис. 1. Структура стали после нитроцементации Нитроцементация стали привела к существенным качественным и количественным изменениям в структуре стали. Как показали проведенные исследования, фазовые составы в приповерхностной зоне нитроцементованного образца и на глубине ~ 40 мкм от нее существенно разли- чались. Фазовый состав в приповерхностной зоне образца Материал приповерхностного слоя - многофазный. Форма частиц присутствующих фаз, их размер и взаимное расположение различны, причем частицы всех фаз окружены -матрицей. Все обнаруженные в приповерхностной зоне фазы представлены в таблице. Тип, пространственная группа и параметры кристаллических решеток - и -фаз, карбидов и карбонитридов Фаза Тип кристаллической решетки Пространственная группа Параметры кристаллической решетки, нм a b c -фаза ОЦК Im3m 0.2866 -фаза ГЦК Fm3m 0.3600 M3C Орторомб. Pnma 0.5080 0.6774 0.4520 M23(C,N)6 ГЦК Fm3m 1.0585 M2C0.61N0.39 Орторомб. Pbcn 0.4878 0.5604 0.4440 M6.2C3.5N0.3 Орторомб. Ama2 0.6956 0.9260 0.2844 M(CN)2 Тетрагон. - 0.6832 0.3200 -графит Гексагон. P63/mmc 0.2547 1.0044 Cr12Fe32Mo7Ni7 Кубич. I43m 0.8900 Примечание. М - химические элементы Fe, Cr, Mo, Ni. -Фаза - ОЦК-твердый раствор атомов внедрения (углерода и азота) и замещения (хрома, никеля и молибдена) на основе α-Fe. Эта фаза всегда составляет основную часть материала. Морфологически она представляет собой пластины мартенсита. -Фаза - ГЦК-твердый раствор атомов замещения (хрома, никеля и молибдена) и внедрения (азота и углерода) в -Fe. Эта фаза присутствует в виде остаточного аустенита, который располагается прослойками размерами 10×400 нм по границам мартенситных пластин. Карбид железа - цементит, который имеет орторомбическую кристаллическую решетку, параметры которой приведены в таблице. Частицы цементита имеют пластинчатую форму, их средний размер 8×60 нм, и располагаются частицы внутри пластин -фазы. Известно [24], что цементит может растворять в себе до 50 % хрома, поэтому его следует записывать как (Fe, Cr)3C или М3С. Карбонитрид М23(С,N)6. Кристаллическая решетка фазы М23(C, N)6 - сложная. Элементарная ячейка содержит более 100 атомов, занимающих различные неэквивалентные позиции. Параметр решетки приведен в таблице. Состав этого карбонитрида - смешанный как по железу и хрому, так и по углероду и азоту. Растворимость элементов С и N значительна. Сообщается, что до 50 % атомов хрома может быть замещено железом [24], поэтому его формула должна быть записана как (Fe, Cr)23(C, N)6. В приповерхностном слое эти карбонитриды присутствуют группами, имеют вид бездефектных осколков, т.е. обладают неправильной формой и существенно различающимися размерами. Средний размер частиц М23(C, N)6 составляет ~ 0.6 мкм. Карбонитрид М2С0.61N0.39. Этот карбонитрид имеет сравнительно простую кристаллическую решетку с орторомбической симметрией (таблица). Состав этого карбонитрида также смешанный как по хрому, так и по железу, поэтому его формулу следует записать как (Fe, Cr)2С0.61N0.39. Эта фаза присутствует в приповерхностном слое либо в виде отдельных крупных (~ 2 мкм) частиц неправильной формы, либо их групп. Карбонитрид М6.2С3.5N0.3. Кристаллическая решетка этого карбонитрида также имеет орторомбическую симметрию (см. таблицу). Состав этого карбонитрида, как и M23(C, N)6 и М2С0.61N0.39, смешанный по хрому и по железу, поэтому его формула должна быть записана как (Fe, Cr)6.2С3.5N0.3. Эта фаза присутствует в приповерхностном слое в группах с частицами других фаз, в частности -графита и M(CN)2. Частицы М6.2С3.5N0.3 имеют округлую форму, размер которых ~1 мкм. Карбонитрид M(CN)2. Решетка этого карбонитрида тетрагональная, параметры которой приведены в таблице. Фаза смешана по составу, формула этого карбонитрида должна быть записана как (Fe,Ni)(CN)2. Эта фаза находится в группах с частицами других фаз: либо с М2С0.61N0.39, либо с -графитом и М6.2С3.5N0.3. Частицы M(CN)2 обладают неправильной вытянутой формой, средний размер которых 0.2×0.5 мкм. -Графит, имеющий ГПУ-кристаллическую решетку (см. таблицу), присутствует только в группах с частицами других фаз. Частицы -графита - бездефектны, их средний размер ~ 2 мкм. В приповерхностном слое присутствуют частицы еще одной фазы Cr12Fe32Mo7Ni7, параметры кубической решетки которой приведенными в таблице. Частицы округлой формы присутствуют группами, причем их средний размер составляет ~ 0.2 мкм. Фазовый состав на расстоянии ~ 40 мкм от поверхности Нитроцементация привела к существенным изменениям структуры стали в этой зоне. Теперь структура представляет смесь отпущенного мартенсита в трех морфологических составляющих: а - пакетного (или реечного), б - низкотемпературного пластинчатого и в - высокотемпературного пластинчатого. Зерен феррита и перлита в этой зоне не обнаружено. Электронно-микроскопи¬ческие изображения присутствующих морфологических составляющих представлены на рис. 2. Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения морфологических составляющих в стали 18ХН3МА после нитроцементации: отпущенный мартенсит пакетный (а) и пластинчатый (б - низкотемпературный, в - высокотемпературный). Стрелками отмечены прослойки -фазы Пакетный мартенсит представляет собой структурное образование некоторого числа одинаково направленных кристаллов - реек (рис. 2, а), образуется при температурах -превращения ~ 320-350 C, его объемная доля составляет ~ 40 %. Пластинчатый низкотемпературный мартенсит - это отдельные кристаллы, не образующие пакетов (рис. 2¬, б), температурный интервал образования ~ 350-380 С, а объемная доля составляет ~ 25 %. Пластинчатый высокотемпературный мартенсит представляет собой отдельно расположенные не имеющие четкой огранки кристаллы (пластины) произвольной формы, у которых отсутствуют собственные границы раздела (рис. 2¬, в). Температурный интервал образования ~ 380- 400 С, а объемная доля составляет ~ 35 %. Весь мартенсит находится в отпущенном состоянии, внутри кристаллов которого одновременно присутствуют пластинчатые выделения цементита. Известно [23], что основным процессом отпуска является распад мартенсита с выделением карбидов, в результате сталь фактически представляет собой феррито-карбидную смесь. Однако, как показали проведенные электронно-микроскопические исследования, в отпущенном материале всегда присутствуют границы, унаследованные от предыдущего структурного состояния, поэтому данную структуру называют отпущенным мартенситом или мартенситом отпуска [23]. Во всех кристаллах всех морфологических составляющих мартенсита частицы цементита подчиняются некоторым закономерностям: во-первых, они находятся внутри кристаллов; во-вторых, имеют две-три ориентировки; в-третьих, обладают одинаковой (пластинчатой) формой. Однако размеры частиц, плотность их распределения и объемная доля в различных морфологических составляющих различны: самые крупные 16400 нм при наибольшей объемной доле (~ 2.4 %) цементита - в пластинах высокотемпературного мартенсита; самые мелкие 10100 нм при наименьшей объемной доле (~ 0.7 %) цементита - в реечной форме; в пластинах низкотемпературного мартенсита средний размер частиц цементита составляет 12120 нм, а объемная доля ~ 0.8 %. По границам реек и пластин низкотемпературного мартенсита присутствует остаточный аустенит в виде тонких длинных прослоек, средний размер которых в пакетной форме составляет 12600 нм, в пластинчатой - 8800 нм. Объемная доля остаточного аустенита равна соответственно ~ 2 и ~ 1.5 %. Можно сделать вывод, что прослойки -фазы (остаточного аустенита) в пакетном мартенсите более грубые, но более короткие по сравнению с пластинчатой низкотемпературной формой, причем объемная доля -фазы в пакетном составляющем меньше. В кристаллах пластинчатого высокотемпературного мартенсита -фаза полностью отсутствует. Кроме цементита в удаленной на ~ 40 мкм от поверхности зоне присутствует еще одна карбонитридная фаза - карбонитрид М23(С, N)6, частицы которого находятся внутри прослоек остаточного аустенита, т.е. на границах мартенситных кристаллов, а также на дислокациях внутри всех кристаллов α-фазы. Независимо от места расположения частиц, их средний размер составляет ~ 10 нм. Объемная доля находящихся внутри каждой морфологической составляющей частиц не превышает ~ 0.2 %, на границах мартенситных кристаллов - не более ~ 1.3 %. Отсюда следует, что частицы карбонитрида М23(С, N)6 находятся, в основном, на границах морфологических составляющих -мартенсита. Важно, что внутри морфологических составляющих объемная доля частиц мала, и тем не менее с их присутствием на дислокациях нельзя не считаться. Дело в том, что округлая форма частиц, их малый размер и малое расстояние между ними (а значит, высокая плотность распределения) приводят к значительному упрочнению материала. Таким образом, анализ полученных результатов показал, что при нитроцементации на поверхности стали 18ХН3МА формируется многокомпонентная многослойная композиция, схема которой приведена на рис. 3. Приповерхностная зона (слой I) состоит из пластин мартенсита, карбонитридов с разным химическим составом, разной кристаллической структурой, размерами, морфологией, местами расположений образованных фаз. При удалении в глубь материала идет слой II (на расстоянии ~ 40 мкм от поверхности), сформированный, преимущественно, из фазы, представляющей собой смесь трех морфологических составляющих отпущенного мартенсита: пакетного (или реечного); низкотемпературного пластинчатого; высокотемпературного пластинчатого. Сравнительный анализ исходного и после нитроцементации структурно-фазовых состояний обнаруживает достаточно сложные закономерности изменений. Проведенные исследования методом просвечивающей электронной дифракционной микроскопии показали, что нитроцементация стали 18ХН3МА привела к существенным качественным и количественным изменениям в структуре: формированию многофазной и многокомпонентной многослойной композиции из целого ряда структурно-фазовых состояний и изменению фазового состава матрицы. Сопоставление фазовых составов в приповерхностной зоне образца и на глубине ~ 40 мкм от поверхности показало, что при нитроцементации на поверхности формируется многокомпонентная многослойная композиция. Приповерхностная зона состоит из пластин мартенсита, карбонитридов различных химических составов, разной кристаллической структурой, размерами, морфологией, местами расположений образованных фаз. При удалении в глубь материала идет слой, сформированный, преимущественно, из фазы, представляющей собой смесь трех морфологических составляющих отпущенного мартенсита: пакетного (или реечного); низкотемпературного пластинчатого; высокотемпературного пластинчатого. Следует отметить, что управляющим параметром таких структурно-фазовых изменений является концентрация атомов внедрения углерода и азота, изменение которой приводит к отклонению системы от состояния термодинамического равновесия. При этом переход системы в равновесное или квазиравновесное термодинамические состояния, как можно понимать, реализуется через переходы кристаллических решеток, формирующих градиентное структурно-фазовое состояние матрицы, интерметаллидов и карбонитридных соединений в слабоустойчивое состояние. Рис. 3. Схема эволюции структурно-фазовых состояний образца после нитроцементации: а - слой I; б - слой II; в - сталь в исходном состоянии до нитроцементации Заключение Нитроцементация стали приводит к существенным качественным и количественным изменениям в структуре: формированию многофазной и многокомпонентной многослойной композиции из набора структурно-фазовых состояний и изменению фазового состава матрицы. Приповерхностная зона состоит из пластин мартенсита, карбонитридов различных химических составов и с разной кристаллической структурой, размерами, морфологией, местами расположений образованных фаз. При удалении в глубь материала идет слой, сформированный, преимущественно, из фазы, представляющей собой смесь трех морфологических составляющих отпущенного мартенсита: пакетного (или реечного); низкотемпературного пластинчатого; высокотемпературного пластинчатого. Управляющим параметром таких структурно-фазовых изменений является концентрация атомов внедрения углерода и азота, изменение которой и приводит к отклонению системы от состояния термодинамического равновесия. Переход системы в равновесное или квазиравновесное термодинамические состояния реализуется путем перехода кристаллических решеток матрицы, интерметаллидов и карбонитридных соединений в слабоустойчивое состояние.
Ключевые слова
сталь,
нитроцементация,
перлит,
феррит,
пакетный и пластинчатый мартенсит,
остаточный аустенит,
легированный цементит,
карбонитриды,
steel,
carbonitriding,
pearlite,
ferrite,
lath and lamellar martensite,
retained austenite,
alloyed cementite,
carbonitridesАвторы
Попова Наталья Анатольевна | Томский государственный архитектурно-строительный университет | к.т.н., ст. науч. сотр. | natalya-popova-44@mail.ru |
Потекаев Александр Иванович | Национальный исследовательский Томский государственный университет; Сибирский физико-технический институт им. В.Д. Кузнецова Томского государственного университета | д.ф.-м.н., профессор, профессор НИ ТГУ, директор СФТИ ТГУ | kanc@spti.tsu.ru |
Никоненко Елена Леонидовна | Томский государственный архитектурно-строительный университет; Национальный исследовательский Томский политехнический университет | к.ф.-м.н., доцент, доцент ТГАСУ, доцент НИ ТПУ | vilatomsk@mail.ru |
Клопотов Анатолий Анатольевич | Томский государственный архитектурно-строительный университет | д.ф.-м.н., профессор, профессор | klopotovaa@tsuab.ru |
Баятанова Ляйла Болаткановна | Восточно-Казахстанский государственный технический университет им. Д. Серикбаева | доктор Ph.D., ст. преподаватель | leila_1809@mail.ru |
Никоненко Алиса Владимировна | Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники | аспирантка | aliska-nik@mail.ru |
Кислицин Сергей Борисович | Институт ядерной физики Министерства энергетики Республики Казахстан | к.ф.-м.н., начальник отдела | skislitsin@mail.ru |
Всего: 7
Ссылки
Belkin P.N. and Kusmanov S.A. // Eng. Appl. Electrochem. - 2016. - V. 52. - No. 6. - P. 531-546.
Belkin P.N., Yerokhin A., and Kusmanov S.A. // Surf. Coat. Technol. - 2016. - V. 307 (Part C). - P. 1194-1218.
Кусманова Ю.В., Кусманов С.А., Наумов А.Р., Белкин П.Н. // Физикохимия поверхности и защита материалов. - 2016. - Т. 52. - № 4. - С. 391-398.
Попова Н.А., Журерова Л.Г., Никоненко Е.Л., Скаков М.К. // Материаловедение. - 2016. - № 8. - С. 26-31.
Попова Н.А., Ерыгина Л.А., Никоненко Е.Л. и др. // Известия РАН. Сер. физич. - 2017. - Т. 81. - № 3. - С. 383-385.
Попова Н.А., Никоненко Е.Л., Ерболатова Г.У. и др. // ФПСМ. - 2018. - Т. 15. - № 3. - С. 339-347.
Потекаев А.И., Клопотов А.А., Козлов Э.В., Кулагина В.В. Слабоустойчивые предпереходные структуры в никелиде титана. - Томск: Изд-во НТЛ, 2004. - 296 с.
Конева Н.А., Тришкина Л.И., Потекаев А.И., Козлов Э.В. Структурно-фазовые превращения в слабоустойчивых состояниях металлических систем при термосиловом взаимодействии / под общ. ред. A.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2015. - 344 с.
Потекаев А.И., Морозов М.М., Клопотов А.А. и др. // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2015. - Т. 58. - № 8. - С. 589-596.
Клопотов А.А., Потекаев А.И., Козлов Э.В., Кулагина В.В. // Изв. вузов. Физика. - 2011. - Т. 54. - № 9. - С. 59-69.
Потекаев А.И., Старостенков М.Д., Кулагина В.В. Влияние точечных и планарных дефектов на структурно-фазовые превращения в предпереходной слабоустойчивой области металлических систем / под общ. ред. А.И. Потекаева. - Томск: Изд-во НТЛ, 2014. - 488 с.
Чаплыгина А.А., Потекаев А.И., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2016. - Т. 59. - № 5. - С. 3-8.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Кулагина В.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 2. - С. 16-26.
Клопотов А.А., Тришкина Л.И., Маркова Т.Н. и др. // Известия РАН. Сер. физич. - 2016. - Т. 80. - № 11. - С. 1576-1578.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Кулагина В.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2016. - Т. 59. - № 10. - С. 13-22.
Кулагина В.В., Чаплыгина А.А., Попова Л.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2012. - Т. 55. - № 7. - С. 78-87.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 9. - С. 118-126.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 10. - С. 115-124.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - Т. 61. - № 3. - С. 12-27.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2019. - Т. 62. - № 1. - С. 104-111.
Потекаев А.И., Чаплыгина А.А., Чаплыгин П.А. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2019. - Т. 62. - № 3. - С. 117-124.
Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. - М.: Металлургия, 1972. - 400 с.
Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.
Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.