Рис. 6. Схема перемещения атомов при

продвижении     краевой     дислокации   на

одно межатомное расстояние.

Перемещение дислокации через весь кристалл приво­дит к смещению (сдвигу) соответсвующей части кристал­ла на одно межплоскостное расстояние. При этом слева образуется ступенька. Экстраплоскость выйдет на по­верхность, что приведет к сдвигу верхней части кристал­ла на один период решетки над нижней частью. Переход дислокаций из одного положения кристаллической ре­шетки в другое совершается значительно легче, чем пере­ход атомного ряда на то же расстояние. В настоящее время показано, что дислокации могут двигаться по пло­скости скольжения в кристаллической решетке при не­больших сдвигающих напряжениях.

Следует иметь в виду, что деформация за счет пер­вичных дислокаций (т. е. образовавшихся в процессе кристаллизации) ограничена. Большие деформации воз­можны лишь благодаря тому, что движение дислокаций вызывает появление большого  количества новых дисло­каций в процессе пластической деформации.

Как правило, дислокации не могут переходить с од­ной плоскости скольжения на другую. Если при взаимо­действии одних дислокаций с другими или какими-то иными дефектами искажение решетки возрастает, то воз­растает сопротивление их передвижению. Поэтому пере­движению дислокаций препятствуют всякого рода непра­вильности в строении кристаллической решетки и дру­гие дислокации. Перемещение дислокаций по пересека­ющимся плоскостям скольжения, а также наличие дис­локаций обратного знака вблизи плоскости скольжения тормозит движение дислока­ций. Краевые дислокации од­ного знака при их движении в своих плоскостях скольжения взаимно отталкиваются, а про­тивоположные по знаку при­тягиваются.

При сближении положи­тельных и отрицательных дис­локаций происходит их взаим­ное уничтожение. Этот процесс называется аннигиляцией дис­локаций.

Двойникование. Пластичес­кая деформация ряда метал­лов (имеющих плотноупакованные решетки К12 и Г12) может осуществляться двойникованием. Двойникование представляет собой пласти­ческую деформацию, которая заключается в переориен­тировке части кристалла в положение, симметричное по отношению к первой части относительно плоскости, на­зываемой плоскостью двойникования (рис. 7).

Двойникование  подобно скольжению должно сопро­вождаться прохождением дислокаций через кристалл.

Разрушение. Любой процесс деформации при возрастании напряжений заканчивается разрушением. Разли­чают два вида разрушения: хрупкое и вязкое.

При хрупком разрушении происходит нарушение межатомных связей под влиянием главным образом нормальных напряжений. Хрупкое разрушение не сопро­вождается пластической деформацией. Такой тип разру­шения чаще происходит по границам зерен, и излом име­ет кристаллический характер.

Однако чисто хрупкое разрушение практически не встречается. Разрушению всегда предшествует некото­рая (хотя и небольшая) пластическая деформация.

Сопротивление хрупкому разрушению называется хрупкой прочностью, или сопротивлением отрыву (S_К). Такое разрушение встречается у цинка и его сплавов, железа и низколегированных сталей (после закалки и при низких температурах) при выделении хрупких про­слоек по границам зерен и т. д.

Вязкое разрушение протекает главным образом за счет касательных напряжений, которые достигли опреде­ленной величины, называемой сопротивлением срезу τ_к. Этому виду разрушения предшествует значительная пластическая деформация. При вязком разрушении из­лом волокнистый, так как разрушение происходит в ре­зультате среза через тело зерна.

Чаще всего разрушение металла происходит не вслед­ствие чистого отрыва или сдвига, а в результате сложно­го сочетания этих двух видов разрушения.

3. Отжиг. Виды отжига сталей.

   Под отжигом понимают нагрев стали выше темпера­тур фазовых превращений с последующим медленным охлаждением.

В результате медленного охлаждения сталь прибли­жается к фазовому и структурному равновесию. Вслед­ствие этого после отжига получаются структуры, указан­ные на диаграмме состояния железо—цементит (см. рис. 1): феррит + перлит в доэвтектондных сталях, пер­лит в эвтектоидной стали и перлит + цементит в заэвтектоидных сталях. После отжига сталь обладает низкой твердостью и прочностью.

Фазовая перекристаллизация, происходящая при отжи­ге, измельчает зерно и устраняет видманштеттову струк­туру стали. Как правило, в большинстве случаев отжиг является подготовительной термической обработкой. От­жигу подвергают отливки, поковки, прокат. Понижая прочность и твердость, отжиг улучшает обрабатывае­мость резанием. Вместе с тем, измельчая зерно, снимая внутренние напряжения и уменьшая структурную неод­нородность, отжиг способствует повышению пластично­сти и вязкости по сравнению с полученной после литья, ковки или прокатки.

По этим причинам отжиг в некоторых случаях, напри­мер для многих крупных отливок, является окончатель­ной термической обработкой.

Различают следующие виды отжига:

Полный отжиг (рис. 8). Полный отжиг заключает­ся в нагреве доэвтектоидной стали на 30—50 град выше точки Ас₃, выдержке при этой температуре для полного прогрева металла и последующем медленном охлажде­нии в печи.

При нагреве выше Лс₃ образуется аустенит на грани­це раздела феррит—цементит. Поэтому при нагреве на 30—50 град выше Лс₃ число зародышей всегда достаточ­но велико и зерна аустенита мелкие.

Чрезмерное превышение температуры нагрева над точкой Лс₃ вызывает рост зерна аустенита, что ухудшает свойства стали. Время нагрева и выдержки при рабочей температуре зависит от типа нагревательной печи, спо­соба укладки изделий в печь, высоты садки, типа полуфабриката (лист, сортовой прокат и т. д.).

В практике металлургических заводов скорость на­грева обычно принимают равной 100 град/ч, а продол­жительность выдержки может колебаться в широких пределах — от 0,5 до 1 ч на 1 т нагреваемого металла.

Медленное охлаждение должно обеспечить распад аустенита при малых степенях переохлаждения (см. рис. 8), чтобы избежать образования излишне дис­персной феррито-карбидной смеси и свойственной ей бо­лее высокой твердости. Поэтому охлаждение должно быть более медленным для стали с устойчивым переох­лажденным аустенитом. Легированные стали, обладающие высоко?! устойчивостью переохлажденного аустенй-та, охлаждают значительно медленнее (10—100 град/ч), чем углеродистые (150-200 град/ч).

Скорость охлаждения при отжиге можно регулиро­вать, проводя охлаждение печи г закрытой или открытой дверцей, с полностью или частично выключенным обо­гревом.

Рис 8.  Схема полного отжига доэвтектоидной легированной стали (а) и термокинетическая диаграм­ма   (б).  Жирная  линия — скорость  охлаждения  при  отжиге;  ломаная линия — интервал температур, при котором протекает фазовое превращение

Медленное охлаждение, особенно легированных ста­лей, склонных к отпускной хрупкости, следует проводить до 500—600°С. После распада аустенита в перлитной об­ласти дальнейшее охлаждение можно ускорять и выпол­нять даже на воздухе. Это не только сокращает продол­жительность технологического процесса, но и уменьшает возможность развития отпускной хрупкости.

Если отжиг предназначен для снятия напряжений, например в отливках сложной конфигурации, медленное охлаждение с печью проводят почти до комнатной тем­пературы.

Полному отжигу более часто подвергают прокат, по­ковки, фасонные отливки, а также слитки легированных сталей (для понижения твердости и облегчения их об­дирки перед прокаткой).

Изотермический отжиг. В этом случае ле­гированную сталь нагревают, как и для обычного отжи­га, и сравнительно быстро охлаждают (чаще переносом в другую печь) до температуры, лежащей ниже Ас₁ (обычно на 50—100 град в зависимости от характера кривой изотермического распада аустенита). При этой температуре назначают изотермическую выдержку, не­обходимую для полного распада аустенита, после чего сравнительно быстро проводят охлаждение на воз­духе.

Преимущество изотермического отжига состоит в уменьшении продолжительности процесса, особенно для легированных сталей, которые охлаждают очень медлен­но для требуемого снижения твердости.

Для наибольшего ускорения отжига температуру изо­термической выдержки желательно выбирать близкой к температуре минимальной устойчивости переохлажден­ного аустенита в перлитной области.

Другое преимущество изотермического отжига — получение более однородной структуры, так как при изо­термической выдержке температура по сечению изделия выравнивается и превращение по всему объему стали происходит при одинаковой степени переохлаждения.

Изотермический отжиг особенно пригоден для прока­та, поковок и других заготовок, имеющих небольшие размеры.

Патентирование. К изотермической обработке отно­сится и патентирование. Патентирование применяют как промежуточную операцию при производстве проволоки из углеродистой стали. После аустенизации при темпе­ратуре Ас₃+ (30~ 50° С) охлаждение проводят в рас­плавленном свинце или расплавленных солях с темпе­ратурой 450—600°С (|в зависимости от состава стали). Далее при этой температуре проводят изотермическую выдержку для полного распада переохлажденного аус­тенита с образованием тонкой феррито-карбидной сме­си— сорбита, обладающего высокой пластичностью. После патентирования следует холодное воло­чение (протяжка) проволоки. Патентирование в сочета­нии с последующим наклепом (пропуском через филье­ры) позволяет получить проволоку с высокой прочно­стью. Столь высокая прочность объясняется наличием дисперсной феррито-карбидной смеси и высокой плотностью дислокации в результате пластиче­ской деформации (наклепа).

Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до более низкой температуры (несколь­ко выше Ас₁).

Для доэвтектоидных сталей неполный отжиг приме­няют для снятия внутренних напряжений и улучшения обрабатываемости резанием. Однако при неполном от­жиге из-за низкой температуры отжига происходит лишь частичная перекристаллизация стали за счет превращения перлит → аустенит. Избыточный феррит лишь частично переходит в твердый раствор, а следовательно, не полностью подвергается перекристаллизации. Непол­ный отжиг доэвтектоидных сталей применяют в случае, если горячая механическая обработка была выполнена правильно и не привела к образованию крупного черна и видманштеттовой структуры.

Для заэвтектоидных сталей неполный отжиг, как правило, применяют вместо полного отжига. В этих ста­лях нагрев выше Ас₁ вызывает практически полную пе­рекристаллизацию. Вместе с тем (что особенно важно для заэвтектоидных сталей) неполный отжиг позволяет получить 'зернистую форму перлита вместо пластинча­той. Такой отжиг называют также сфероидизацией.

Частицы избыточного цементита, не растворившие­ся при нагреве, служат центрами кристаллизации для цементита, выделяющегося при 'последующем охлажде­нии ниже Ас₁ « принимающего в этом случае зернистую форму. В .результате нагрева значительно выше Ас₁ и растворения большей части избыточного цементита по­следующее выделение цементита ниже Ас₁ происходит в пластинчатой форме.

Стали, близкие к звтектоидному составу, имеют уз­кий интервал температур нагрева для отжига на зерни­стый цементит. Он составляет 750—760° С, тогда как для заэвтектоидных углеродистых сталей этот интервал расширяется до 770—790° С, а для легированных ста­лей—до 770—800° С. Продолжительность выдержки при указанных температура составляет 1,0—2,0 ч.

Охлаждение при сфероидизации должно быть мед­ленным. Оно должно обеспечить распад аустенита на феррито-карбидную смесь и коагуляцию образовавшихся карбидов, протекающую при охлаждении до 620—680°С. Чаще применяют изотермический отжиг, требующий ме­ньше времени. В этом случае сталь медленно охлажда­ют (30—50 град/ч) до 620—680° С. Выдержка при тем­пературе изотермы (620—680°С), необходимая для рас­пада аустенита и коагуляции карбидов, составляет 30—60 мин, однако в производственных условиях ее .при­нимают большей (1—3 ч) я зависимости от массы от­жигаемого металла. Последующее охлаждение прово­дят" на воздухе.

Сталь с зернистым перлитом имеет более низкие твердость и предел (прочности и более вы­сокие значения относительного удлинения и сужения.

Креме того, сталь со структурой зернистого перлита менее склонна к перегреву, образованию трещин и де­формации при последующей закалке.

Отжигу на зернистый перлит подвергают также тон­кие листы и прутки из низкоуглеродистой стали перед холодной штамповкой или волочением для повышения пластичности.

Высокий отпуск. Если сталь после горячей механи­ческой обработки получила нормальную структуру, то полный отжиг часто заменяют высоким отпуском. Высо­кий отпуск заключается в нагреве стали со скоростью 100—150 град/ч до температуры несколько ниже Ас₁ (обычно 650—680°С), выдержке при ней и охлаждении на воздухе. Выдержка при температуре отпуска состав­ляет 0,5—1,0 ч на тонну садки. Низкий отпуск не вызы­вает перекристаллизации стали.

Твердость после высокого отпуска несколько выше, чем после полного отжига, но обычно не превышает норм, предусмотренных ГОСТом. Структура углеродис­той стали после высокого отпуска представляет смесь пластинчатого и зернистого перлита и выделения избы­точного феррита.

Углеродистые стали подвергают низкому отжигу в случаях, когда их предназначают для обработки реза­нием, холодной высадки или волочения. Для высоколе-гированных сталей, у которых отсутствует перлитное превращение, высокий отпуск является един­ственной термической обработкой, позволяющей снизить их твердость.

Диффузионный отжиг (гомогенизация) применяют для слитков легированной стали и крупных фасонных отливок для уменьшения внутрикристаллической ликва­ции. Нагрев при диффузионном отжиге должен быть вы­соким— 1100—1200^еС, так как лишь в этом случае бо­лее полно протекают диффузионные процессы, необхо­димые для выравнивания в отдельных объемах состава стали. При высоких температура—происходит интенсивное образование окалины, что увеличивает потери металла.

Поэтому нагрев проводят со скоростью 100—150 град/ч, а продолжительность выдержки устанавли­вают минимальной; в зависимости от состава стали и массы садки она находится в пределах 8—16 ч. После го­могенизации следует медленное охлаждение. В резуль­тате продолжительного нагрева при высокой температу­ре после гомогенизации сталь имеет крупное зерно. Этот недостаток устраняется при последующей обработ­ке слитка давлением. Для снижения твердости слитков их иногда подвергают отпуску при 670—680° С в течение 12—16ч. Фасонные отливки после гомогенизации   подвергают полному отжигу, или нормализации.

Общая продолжительность диффузионного отжига (нагрев, выдержка, охлаждение) достигает 50—100 ч и более.

4.  Пуансоны  из стали  Р8МЗК6С  для  холодной  обрезки

 с  высокой производительностью   шестигранных   головок   болтов   из   сталей   высокой прочности и твердости.

Сталь Р8МЗК6С. Назначение:

Для изготовления инструментов с повышенной по сравнению со сталью Р18 производительностью, в основном для резания жаропроч­ных, нержавеющих и конструкционных сталей повышенной твердости (HRС 30—50).

Сталь обладает очень высокой твердостью (до HRС 69 — 70), повы­шенной износостойкостью и теплостойкостью.

Состояние поставки

   Химический состав,   %,   по ТУ-14-1-404 — 82

Сталь Р8МЗК6С относится к кобальтовым сталям (Со 5,7 — 6.7%)

Кобальт — единственный легирующий элемент быстрорежу­щих сталей, наиболее значительно повышающий теплостойкость (до 645—650 °С) и вторичную твердость (до 67—70 HRС). Повы­шенная устойчивость против снижения твердости создается в об­ласти обратимого, а также необратимого разупрочнения(рис.9)

Рис.9. Влияние кобальта на твердость быстроре­жущих  сталей    при     нагреве.

Кроме того , кобальт улучшает теплопроводность многих ста­лей; в одинаковых условиях реза­ния температура режущей кромки инструментов из кобальтовой стали на 30—70 °С ниже.

Однако кобальт снижает прочность и вязкость и тем сильнее, чем больше его содержится в стали; поэтому наибольший эффект в повышении стойкости создается при резании без повышенных динамических нагрузок.

Стойкость инструментов из рационально легированных ко­бальтовых сталей выше в 2—4 раза, чем из сталей умеренной теп­лостойкости. Она больше при резании труднообрабатываемых материалов: аустенитных жаропрочных и нержавеющих сплавов, а также конструкционных сталей повышенной твердости: 40— 45 HRС и при повышении скорости резания.

Преимущества кобальтовых сталей значительнее при их более высокой твердости.

Кобальт в отличие от вольфрама (молибдена), ванадия и хрома не образует карбидов; он присутствует в α- и γ-фазах, а также в карбиде М₆С пропорционально его содержанию в стали. В карбиде М₆С кобальт замещает часть атомов же­леза. Кобальт замещает часть атомов же­леза.

Влияние кобальта в быстроре­жущих сталях таким образом иное, чем остальных легирующих элемен­тов. Оно достаточно сложно и вызы­вается несколькими причинами:

1) кобальт усиливает устойчивость твердого раствора против разупроч­нения при нагреве, повышая темпе­ратуру начала  α → γ превращения; это наблюдается при по­вышении содержания до 5—6 % Со;

2) способствует более полному вы­делению вольфрама и молибдена из мартенсита при отпуске из-за создаваемого им, по-видимому, уменьшения растворимости этих элементов в α-фазе. Это усиливает дисперсионное твердение, повышает вторичную твердость и улуч­шает теплопроводность, но снижает прочность и вязкость.

Кобальт влияет и на некоторые технологические свойства. Горячая пластичность (ковкость) понижаются с увеличением со­держания кобальта. Для ковки высоколегированных кобальтовых сталей необходимы дополнительные приемы.

Кобальт сильно увеличивает количество остаточного аустенита в закаленной стали, понижая ее твердость на 1—2 HRС. Однако его устойчивость при отпуске уменьшается; большая часть аусте­нита превращается в результате однократного отпуска при 560 °С.

Кобальт усиливает обезуглероживание как при нагреве в печи, так и в расплавленных солях и тем сильнее, чем больше кобальта в стали.

Интенсивность влияния кобальта на основные свойства: теп­лостойкость, вторичную твердость и на теплопроводность зависит от содержания остальных легирующих элементов быстрорежущей стали, и прежде всего от содержания углерода. Для характери­стики многочисленных кобальтовых сталей целесообразно разли­чать их по содержанию углерода.

В сталях с меньшим содержанием углерода 0,7—0,9 % (при 1,5—2,0 % V), а именно с обычно принятым для группы умерен­ной теплостойкости (и в сталях, в которых содержание углерода, избыточное — выше указанного количества, связано в нераство­римом карбиде МС), кобальт повышает преимущественно тепло­стойкость (и при его большей концентрации) и менее интенсивно вторичную твердость до 66,5—67 HRС.

В сталях с более высоким содержанием углерода 1,0—1,1 % (при 1,5—2 % V), (а также в сталях с 1,2—1,4 % С, но при 3—4 % V), кобальт повышает теплостойкость и значительно вторичную твер­дость до 69—70 HRС.

Кобальт улучшает теплостойкость до 645 °С из-за повышения температур α → γ -превращения, затруднения коагуляции кар­бидов и его воздействия на образование Θ-фазы.

Твердость Θ-фазы составляет примерно 1050 НV. Из диаграммы Fе—W—Со и Fе—Мо—Со следует, что Θ фаза обра­зуется в тройных сплавах с 5 и 10 % Со при 7 и 5 % W (или мо­либдена) соответственно. В присутствии ванадия минимальная концентрация для образования Θ фазы уменьшается. Эта концен­трация отвечает составу мартенсита кобальтовых сталей с 0,7 — 0,8 % С.

Стали Р8МЗК6С и Р9М4К8Ф обеспечивают повышенную стойкость инструментов при резании: 1) аустенитных жаропроч­ных и нержавеющих сталей и сплавов и 2) конструкционных улуч­шенных сталей повышенной твердости (35—45 HRС). Лучшая стойкость достигается при твердости 67—67,5 HRС для зенкеров, фрез, метчиков, резцовых головок и 68—69 HRС для резцов и разверток. Стойкость этих инструментов в 3—5 раз выше, чем из стали Р18.

Стали пригодны также для сверл, но при некотором изменении их конструкции, в частности с укороченной рабочей частью.

Сталь Р8МЗК6С экономичнее и обладает несколько лучшей шлифуемостью, чем сталь Р9М4К8Ф, так как она содержит соответ­ственно меньше кобальта и ванадия. Ее твердость максимальная и составляет до 70 HRС.

На основании приведенной характеристики их свойств можно считать, что при обработке аустенитных сталей с не очень высокой прочностью режущие свойства сталей с меньшим и с повышенным содержанием углерода примерно одинаковы.

При резании более прочных аустенитных сплавов и особенно конструкционных сталей повышенной твердости (35—45 HRС) лучшие режущие свойства имеют стали Р8МЗК6С, Р9М4К8Ф, Р12МЗК8Ф с большим содержанием углерода и твердостью 68— 69 HRС. Эти стали, кроме того, обеспечивают более высокую стой­кость таких инструментов как развертки, зенкеры, протяжки, рабочая кромка которых нагревается до 300—500 °С, т. е. в об­ласти обратимого разупрочнения.

5. Пиноли из стали 18ХГТ металлорежущих станков.

Твёрдость поверхности HRC 58…62, глубина упрочнённого слоя 0,4…0,5 мм.

Вместо дорогих хромоникелевых сталей для изготов­ления зубчатых колес, валов и других деталей металлорежущих станков, нередко применяют более дешевые хромомарганцевые стали. Эти стали менее устойчивы против перегрева( особенно цементированный слой) и имеют меньшую вязкость по сравнению с хромоникелевыми.

Введение небольших количеств титана (0,03—0,05%) уменьшает склонность хромомарганцевых сталей к пере­греву. Поэтому более широкое применение этой группы сталей получила хромомарганцевая сталь с титаном ма­рок 18ХГТ и 25ХГТ.

Сталь 18ХГТ Назначение: Для изготовления частей и деталей инструмента, которые должны обладать высокой прочностью при незначительном истирании (хвосто­вая и крепежная части сварного инструмента, державки резцов, корпусы и детали сборного инструмента, оснащенного пластинками твёрдого сплава или быстрорежущей стали).

Для изготовления вспомогательного инструмента и инструмента, применяемого при ручных работах (молотки, гаечные ключи).

Сталь 18ХГТ цементуют при 910—930°С, закаливают с 870°С в масле и подвергают отпуску при 180—200°С. После такой обработки механические свойства сердце­вины следующие: σ_в= 1150 Мн/м² (115 кГ/мм²), σ_0,2= 950 Мн/м² (95 кГ/мм²), δ=10%, ψ=50% и а_н= 0,8 Мдж/м² (8,0 кГ • м/см²), при глубине упрочнённого слоя 0,4…0,5 мм., твёрдости поверхности HRC 58…62.

Сталь 18ХГТ сохраняет мало остаточного аустенита и получает после закалки высокую твердость в цементованном слое (58—61 HRC).

Недостатком стали 18ХГТ является сравнительно не­большая прокаливаемость; ее критический диаметр для 95% мартенсита при закалке в воде составляет 20 - 27 мм и при закалке в масле 10 —15 мм.

Дополнительное легирование никелем в количестве 1,4—1,8% повышает прокаливаемость и прочность хро­момарганцевых сталей. Такие менее легированные хро-момарганцевоникелевые стали, например 18ХГН и 15ХГНТ, приближаются по своим механическим и техно­логическим свойствам к хромоникелевым сталям. Благо­приятное влияние на свойства цементуемых сталей наря­ду с никелем оказывает молибден, повышающий прока­ливаемость цементованного слоя и обеспечивающий мак­симальную твердость на поверхности.

В отечественном автостроении для изготовления наибо­лее нагруженных деталей (шестерен заднего моста) применяют сталь 20ХНМ (0,18-0,2% С, 0,4-0,7% Сг, 0,8— 1,2% N1,0,2—0,3% Мо).

Цементации подвергают также стали, содержащие бор (в количестве 0,002—0,005%). Бор повышает устой­чивость переохлажденного аустенита в области перлит­ного превращения и поэтому увеличивает прокаливае­мость доэвтектоидной стали.

Легирование бором повышает прочностные свойства после закалки и низкого отпуска, не изменяя или не­сколько снижая вязкость и пластичность. Бор делает сталь более чувствительной к перегреву. Поэтому сталь, содержащая бор, как правило, должна быть наследст­венно мелкозернистой (балл 7—10).

Легирование бористой стали титаном или цирконием повышает ее устойчивость против перегрева. В отечест­венной промышленности деталей небольших сечении, ра­ботающих в условиях износа при трении (втулки, паль­цы, толкатели и т.д.), применяют сталь 15ХР, а для на­груженных шестерен — сталь 20ХГР.

Дополнительное легирование стали 20ХГР никелем и количестве 0,8—1,1% (сталь 20ХГНР) повышает прока­ливаемость, пластичность и вязкость. Поэтому сталь 20ХГНР применяют для изготовления ряда деталей вмес­то хромоникелевых сталей.

Список использованной литературы:

1   Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение: Учебник для вузов.-3-е изд. –

       М.: Машиностроение, 1990. - 528 с.

2   Материаловедение: Учебник для вузов /Под общ. ред. Б.Н. Арзомасова

       2-е изд. - М.: Машиностроение, 1986. - 384 с.

3   Термическая обработка в машиностроении: Справочник/ Под ред. Ю.М. Лахтина, Рахштадта А.Г. - М.: Машиностроение, 1980. - 783 с.

4   Гольдштейн М.И. и др. Специальные стали.: Учебник для вузов. –

       М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

5   Лахтин  Ю.М.  Металловедение  и термическая   обработка  металлов: Учебник для вузов. - 4-е изд. - М.: Металлургия, 1993. - 448 с.