Moskva, Moscow, Russian Federation
UDK 621.785.53 Азотирование и поверхностное насыщение другими элементами (кроме углерода)
The topicality of the research is occasioned by exaggeration of working conditions of products used at high temperatures and made of heat-resistant sheet alloys, including in particular austenitic chromium-nickel steels. When steel parts under load are operated in an oxidizing atmosphere and aggressive environments, besides resistance to electrochemical and gas corrosion, they require increased strength, hardness, and heat resistance. The increase in the characteristics of these proper-ties is achieved by three-dimensional and surface hardening techniques, which include the nitration process. The applica-tion of traditional technologies of furnace gas nitriding for chromium-nickel steels is complicated due to the problems of the low rate of the nitrogen saturation, which significantly increases the process time, and the formation of chromium nitrides, which negatively affects corrosion and heat resistance. The development of new technologies for nitrogen hardening of high-alloyed chromium-containing steels is carried out in the direction of saturation process intensification and regulation of the phase composition of the nitrided layer to minimize the formation of chromium nitrides. The article is aimed at defin-ing rational technological options and modes of gas austenitic nitriding of austenic steel, making it possible to increase strength characteristics at RT and higher temperatures without sacrificing its heat resistance. Thermodynamic modeling of the phase composition based on the CALPHAD technique shows that primary ways for minimizing the release of chromium nitrides on the nitrided surface are to increase the concentration of titanium in steel and to reduce the activity of the saturat-ing gas atmosphere, which is achieved by inert gas dilution of nitrogen. Experimental studies were carried out on sheet samples of 1.5 mm thick austenic steel of the type X18N10T with a standard (0.5%Ti) and increased (1%Ti) titane content. The experiments were carried out on a laboratory installation for high-temperature nitriding (900.1200 °); pure nitrogen and mixtures of nitrogen with argon were used as saturating media. Two-stage processes consisting of nitrogen hardening in nitrogen followed by argon afterburning were also investigated. Metallographic analysis showed that at the same nitrid-ing temperature, the amount of chromium nitrides decreases in experimental steel with an increased titanium content, and dilution of nitrogen with argon reduces the temperature of chromium nitride release. According to the study of saturation process kinetic, the time of through-the-thickness nitriding of a sheet sample under different saturation modes was deter-mined, as well as the duration of de-nitriding annealing, calculated on the basis of the known thickness of the chromium nitride zone. It was found that the dispersion hardening of the zones of internal nitriding with titanium nitrides leads to an increase in the strength characteristics of steels both at RT and higher temperatures compared to the characteristics of base steel 08X18N10T after typical heat treatment, while the greatest hardening effect is achieved due to through-the-thickness nitriding of steel with 1%Ti. Recommended options for the processes of through-the-thickness nitriding of 1.5 mm sheet of experimental steel: tn=1050 ℃, N2, 16 h; tn= 1100 ℃, 50%N2 + 50%Ar, 22 h; tn=1100 ℃, N2, 5 h + tann=1200 ℃, Ar, 9 h. The temporary passive hardness of nitrided steel at RT increases by 45...50%, and when tested at 800 ℃ - by 40... 65%, de-pending on the process mode. Through-the-thickness nitriding makes it possible to raise the working temperature of steels by 100.150 ° with the same long-term strength. The heat resistance at 900 ℃ remains at the level of non-carbonated steel after two-stage processes that ensure maximum chromium nitrides removal from the surface at the annealing stage.
: austenic steel, austenitic nitriding, internal nitriding zone, dispersion hardening, heat resistance
Введение
Детали машин, предназначенные для эксплуатации в окислительной атмосфере при высоких температурах, традиционно изготавливают из жаростойких сплавов, большую группу среди которых составляют хромоникелевые аустенитные стали [1]. При работе изделий под нагрузкой наряду со стойкостью к электрохимической и газовой коррозии от этих сталей требуется повышенная прочность, твердость, жаропрочность. Ужесточение условий работы нагруженных изделий высокотемпературного применения из листовых жаростойких сталей аустенитного класса обусловливает актуальность данного исследования.
Одним из эффективных способов упрочняющей обработки сталей является азотирование, которое традиционно относится к группе технологий поверхностного упрочнения. Однако тонкостенные изделия при помощи азотирования можно при определенных условиях упрочнить на всю толщину [2]. Показано, что процесс сквозного внутреннего азотирования существенным образом меняет объемные свойства как ферритных, так и аустенитных сталей [3, 4].
Применение традиционных технологий печного газового азотирования к хромоникелевым сталям сталкивается с двумя основными проблемами: низкая скорость процесса насыщения азотом, что существенно увеличивает время процесса, и образование нитридов хрома, что негативно сказывается на коррозионной стойкости и жаростойкости [5].
Известно, что в защите легированных сталей от окисления основную роль играет поверхностная пленка на основе оксида хрома Cr2O3 (либо шпинели MeO×Cr2O3), защитные свойства которой увеличиваются с повышением содержания хрома в стали. Уход хрома в нитриды при азотировании и понижение степени легированности твердого раствора снижает эффективность механизма барьерной защиты [6].
Таким образом, усилия разработчиков технологий азотирования применительно к высоколегированным хромосодержащим сталям нацелены, во-первых, на интенсификацию процесса насыщения и, во-вторых, на регулирование фазового состава азотированного слоя для минимизации образования нитридов хрома.
Обе эти задачи могут быть решены при использовании процессов высокотемпературного азотирования [7, 8]. Известно, что температура является самым мощным фактором, ускоряющим диффузию насыщающего элемента в металле. Как показали исследования никелевых жаропрочных сплавов [9 ‒ 11], при высокотемпературном азотировании могут быть реализованы условия, исключающие образование нитридов хрома вследствие выделения нитридов более сильного нитридообразующего элемента, например, титана.
Процессы высокотемпературного азотирования аустенитной стали позволяют создать износостойкий поверхностный слой, сохраняющий свою коррозионную стойкость при условии насыщения в разбавленной азотосодержащей среде [8, 12]. Оптимизации фазового состава слоев в высоколегированных хромистых сталях способствует также проведение после азотирования заключительной стадии с пониженной активностью атмосферы [13]. Целью данной работы является определение рациональных технологических вариантов и режимов высокотемпературного газового азотирования аустенитной стали, позволяющих повысить прочностные характеристики при комнатной и повышенных температурах с сохранением ее жаростойкости.
Методика проведения исследований
Исследования проводили на классической хромоникелевой стали аустенитного класса типа Х18Н10Т (AISI 321). Для лабораторного эксперимента использованы листовые (1,5 мм толщиной) образцы двух сталей со стандартным (0,5%Ti) и повышенным (1,0%Ti) содержанием титана. Целью повышения количества титана является, во-первых, более полное связывание азота в нитриды при азотировании, а во-вторых, увеличение упрочняющего эффекта от выделений нитридов титана. Содержание углерода в сталях понижено до 0,03…0,04%С для минимизации образования карбидной фазы.
Экспериментальные процессы азотирования проводили на лабораторной установке, позволяющей проводить насыщение в температурном интервале (900…1200 °С) и изменять состав насыщающей атмосферы на разных стадиях процесса. В качестве насыщающих сред использовали чистый азот, а также смеси азота с аргоном в различных соотношениях. Для очистки технического азота от примесей кислорода использовали промежуточный контейнер с титановой стружкой.
Исследовали также двухступенчатые процессы, состоящие из азотирования в азоте с последующим отжигом в аргоне для изучения эффекта деазотирования (рассасывания образовавшихся нитридов).
Для изучения строения азотированных слоев использовали металлографические и электронномикроскопические исследования, а также стандартный метод определения микротвердости.
Прочностные испытания на растяжение проводили на плоских стандартных образцах на разрывной машине Р-5 при скорости деформации 2,5 мм/мин. Определяли временное сопротивление разрыву σв и относительное удлинение δ при комнатной температуре (20 °С), а также характеристики σвt и относительное удлинение δt при повышенных температурах (600…1100 °С). Некоторые образцы были испытаны на высокотемпературную длительную прочность с определением времени до разрушения при разных нагрузках и последующим пересчетом в характеристику 100-часовой прочности σ100t.
Исследования жаростойкости проводили гравиметрическим методом по привесу – увеличению массы окисленного образца по сравнению с массой исходного образца. Окисление стандартных образцов проводили в течение 100 ч в фарфоровых тиглях, устанавливаемых в электропечь, нагретую до температуры испытаний.
Результаты и их обсуждение
Эффективность высокотемпературного азотирования аустенитной стали для предотвращения образования нитридов хрома показана коллективом ученых, которыми разработана технология т. н. «азотирования на твердый раствор» HTSN (High Temperature Solution Nitriding) [14]. На диаграмме распада хромоникелевого аустенита (рис. 1) видно, что температура HTSN должна быть выше некоего значения, ограничивающего область термодинамической устойчивости нитридов CrN и Cr2N. Но при этом, чтобы сдержать выделение нитридов хрома в процессе распада твердого раствора, необходимо быстрое охлаждение от температур азотирования, что влечет за собой технологические трудности. Применение данного способа сдерживается еще и тем, что твердорастворное упрочнение аустенита азотом невелико по сравнению с дисперсионным [15].
Идея настоящей работы заключается в том, чтобы обеспечить в дополнение к твердорастворному упрочнению азотированной аустенитной стали дисперсионное упрочнение матрицы стабильным нитридами, которыми являются, в частности, нитриды титана. Титан может «оттянуть на себя» поступающий азот, что поможет избежать формирования менее стойких нитридов хрома, а тугоплавкие частицы нитридов титана стабилизируют структуру против деформации и ползучести, как при нормальной, так и при повышенных температурах [11].
Для решения поставленной задачи необходимо определить условия образования различных фаз в конкретной стали при предполагаемых температурах азотирования, что и было выполнено методами термодинамического моделирования (CALPHAD-метод) [16].
Расчеты на базе модельной системы легирования Fe-18Cr-10Ni-0,1C показали, что в температурном интервале 900…1200 ℃ при поступлении в такую сталь 1,0%N в равновесии с азотистым аустенитом будут находиться нитриды хрома CrN и Cr2N. Предел их термодинамической устойчивости достигает 1150 ℃ (рис. 2, а), что практически исключает изыскание рациональных режимов HTSN.
Согласно расчету, добавление 0,5% титана к базовой системе Fe-18Cr-10Ni-0,1C-1,0%N понижает температуру существования Cr2N до 1065 ℃ и переводит CrN в комплексный нитрид (Cr, Ti)N (рис. 2, б). В системе с 1,0%Ti идет дальнейшее снижение температурного предела устойчивости Cr2N (до 1000 ℃) и намечается преобладание титана в нитриде (Ti, Cr)N (рис. 2, в).
Из расчетной модели следует, что количество поступающего в сталь азота при азотировании является важным фактором, влияющим на химический состав выделяющихся фаз. Очевидно, что при насыщении из газовой фазы концентрация азота в стали будет снижаться по мере удаления от поверхности вглубь слоя. Рис. 3 моделирует изменение фазового состава азотированного слоя при понижении концентрации азота.
Основные выводы, следующие из этой модели:
‒ образование хромосодержащих нитридов неизбежно при стандартном содержании титана в системе;
‒ на азотированной поверхности в равновесии могут находиться полностью обеднённый хромом твёрдый раствор с нитридом CrN, что категорически неприемлемо;
‒ в системах с повышенным содержанием титана обеднение твердого раствора хромом происходит в меньшей степени;
‒ по мере снижения концентрации азота при удалении от поверхности относительная мольная доля нитридов хрома снижается, комплексный нитрид (Cr, Ti)N обедняется хромом и обогащается титаном; содержание хрома в аустените приходит к исходному значению.
Можно заключить, что основными мерами по регулированию фазового состава азотированной поверхности могут являться увеличение концентрации титана в стали, а также понижение количества поступающего азота, что регулируется снижением активности насыщающей газовой атмосферы (разбавлением азота инертным газом).
Эксперименты по азотированию стали со стандартным содержанием титана (0,5%Ti) в чистом азоте подтвердили, что на поверхности образуется слой с выделениями нитридов хрома, преимущественно по границам зерен (рис. 4 а, б). В основной части зоны внутреннего азотирования присутствуют обособленные мелкодисперсные выделения (см. рис. 4, а), которые идентифицируются как нитриды титана по электронно-микроскопическому изображению в характеристическом излучении титана (рис. 4, в).
Образование нитридов хрома (их количество и толщина зоны выделений) зависит от температуры азотирования и от состава насыщающей среды, а также различается в сталях с разным содержанием титана.
Установлено, что при насыщении в чистом азоте нитриды хрома образуются после азотирования ниже температур 1150 ℃ в стали с 0,5%Ti, и ниже 1100 ℃ в стали с 1,0%Ti, что в целом согласуется с результатами, полученными по термодинамической модели. Причем объемная доля нитридов тем больше, чем ниже температура процесса, а для протяжённости соответствующего участка характерна обратная зависимость. При одной и той же температуре азотирования нитридов хрома существенно меньше в стали с увеличенным содержанием титана.
Разбавление азота аргоном снижает температуру азотирования, при которой выделяются нитриды хрома. Так, азотирование стали с 1,0%Ti в смеси 15%N2 + 85%Ar предотвращает образование нитридов хрома при температуре 1000 ℃, а азотирование в смеси 50%N2 + 50%Ar позволяет избежать выделения этих нитридов при температуре 1100 ℃.
По видимой границе зоны выделений в микроструктуре можно оценить общую толщину азотированного слоя. Так, на рис. 4, а измеренная толщина слоя составила 160 мкм; это означает, что азотирование в указанном режиме не обеспечивает формирования сквозного слоя.
Для определения времени процесса, требуемого для сквозного азотирования листового образца при разных режимах насыщения, проведено изучение кинетики процесса. Исследования показали соответствие зависимости скорости роста азотированного слоя Х от времени τ известному параболическому закону: Х = k√τ. Это позволило определить коэффициенты пропорциональности k по графикам зависимости толщины слоя от времени, которые спрямляются в координатах Х2(τ) (рис. 5).
По значениям этих коэффициентов были рассчитаны параметры времени сквозного (с двух сторон) азотирования образцов 1,5 мм толщины (τ0,75). В табл. 1 выделены режимы азотирования, обеспечивающие приемлемую скорость роста азотированного слоя и формирование сквозного слоя за время менее 25 ч.
Полученные результаты наглядно показывают, что увеличение содержания титана в стали замедляет скорость азотирования: при одних и тех же температурах процесса время сквозного насыщения стали с 1,0%Ti оказывается в 1,5 – 2,5 раза больше. Несмотря на это, весомым фактором использования экспериментальной стали является наличие режимов азотирования, позволяющих минимизировать выделение нитридов хрома. Наиболее рациональными являются процессы азотирования стали с 1,0%Ti при 1050 ℃ в чистом азоте (16 ч) и при 1100 ℃ в смеси 50%N2+50%Ar (22 ч).
Азотирование при 1100 ℃, как наиболее «скоростной» процесс для данной стали, может быть применено в сочетании с последующим отжигом в аргоне для разложения образовавшихся нитридов хрома. Подобные двухступенчатые процессы позволяют сократить суммарную длительность процесса, поскольку при рассасывании нитридов высвобождающийся азот продвигается вглубь металла, увеличивая толщину зоны внутреннего азотирования.
Деазотирующий отжиг азотированной стали в инертном газе должен обеспечить полное рассасывание слоя нитридов хрома за умеренное время. Выбор температуры отжига обусловлен двумя соображениями:
– она не должна быть ниже температуры азотирования, в противном случае, в некоторых участках слоя концентрация азота может оказаться достаточной для образования нитридов хрома даже без притока атомов азота из газовой фазы. Тогда вместо разложения нитридов хрома может наблюдаться процесс их дополнительного выделения.
– повышение температуры отжига ускоряет диффузионные процессы разложения нежелательных нитридов.
Продолжительность отжига определяется на основании известной толщины зоны нитридов хрома в предположении, что кинетика деазотирования также подчиняется параболическому закону. В табл. 2 показано расчетное время отжига сталей, азотированных при температурах 1000 ℃ и 1100 ℃ 5,0 ч в чистом азоте, где указаны также соответствующие значения толщины азотированного слоя.
Из анализа табл. 2 видно, что для стали с 0,5%Ti требуемое время отжига слишком велико, т. к. образовавшиеся слои нитридов хрома имеют большую толщину. Для стали с повышенным содержанием титана (1,0%Ti) двухступенчатые процессы протекают существенно быстрее, например: азотирование 1100 °С, 5,0 ч, N2 + отжиг 1100 °С, 14 ч, Ar, или азотирование 1100 °С, 5,0 ч, N2 + отжиг 1200 °С, 9,0 ч, Ar.
В последнем случае за суммарное время процесса 14 ч достигается сквозное азотирование листового образца толщиной 1,5 мм. Это более чем в 1,5 раза меньше длительности альтернативного процесса сквозного азотирования при 1100 °С в смеси 50%N2 + 50%Ar, а также на 2,0 ч короче процесса сквозного азотирования в чистом азоте при 1050 °С (см. табл. 1).
Получаемые при высокотемпературных процессах зоны внутреннего азотирования имеют повышенную микротвердость по сравнению с микротвердостью исходной стали в отожженном состоянии: на 1400 МПа для стали с 0,5%Ti, на 1700 МПа для стали с 1,0%Ti.
Показано [17], что в системах на основе железа с нитридообразующим элементом основным механизмом упрочнения является дисперсионное упрочнение частицами стабильных нитридов: чем выше концентрация элемента, тем больше объемная доля нитридов. Это объясняет более высокий прирост микротвердости в стали с повышенным содержанием титана.
Ход кривых распределения микротвердости по толщине слоя (рис. 6) отвечает характеру изменений в микроструктуре азотированных образцов. Поверхностный слой с наибольшей микротвердостью соответствует зоне нитридов хрома; причем твердость этого участка примерно одинакова у обеих сталей. В зоне внутреннего азотирования микротвердость несколько снижается вглубь слоя, что связано с укрупнением частиц нитридов титана. Спад микротвердости от зоны внутреннего азотирования к сердцевине происходит плавно, что обусловлено постепенным снижением концентрации азота в твердом растворе за пределами зоны выделений.
Дисперсионное упрочнение зон внутреннего азотирования приводит к увеличению прочностных характеристик сталей как при комнатной, так и при повышенных температурах по сравнению с характеристиками базовой стали 08Х18Н10Т после типовой термообработки (табл. 3). При этом наибольший эффект упрочнения достигается при сквозном азотировании стали с 1,0%Ti (рис. 7, а). Временное сопротивление разрыву стали с 1,0%Ti при комнатной температуре повышается на 45…50 %, а при испытаниях при 800 °С – на 40…65 % в зависимости от режима процесса.
Сквозное азотирование позволяет поднять рабочую температуру сталей минимум на 100 °С для деталей, работающих в условиях кратковременного срока службы. Так, временное сопротивление разрыву при 900 °С азотированной стали с 1,0%Ti (1100 °С, 50N2 + 50Ar) выше, чем у неазотированной стали при 800 °С (см. табл. 3). Увеличение рабочих температур более 900 °С усугубляет разупрочнение и вызывает резкое снижение пластичности азотированных сталей (рис. 7, б).
Временное сопротивление разрыву при прочих одинаковых параметрах увеличивается при повышении температуры азотирования, что коррелирует с увеличением толщины упрочненного слоя (рис. 8). При азотировании стали с 1,0%Ti в чистом азоте при 1050 °С в течение 15 ч достигается максимальная прочность. Данный режим обеспечивает
практически полное азотирование с обеих сторон листового образца: доля упрочненного слоя составляет 97 % от его общей толщины. При более высокой температуре (1100 °С) за то же время азотирования в азоте образуется «излишек» азотированного слоя, частицы нитридов укрупняются, что негативно сказывается как на прочности, так и на пластичности стали.
Сквозное азотирование повышает длительную 100-часовую прочность аустенитной стали: показатель s100 азотированной стали с 1,0%Ti при 900 °С выше, чем у базовой стали 08Х18Н10Т при 850 °С (см. табл. 3). Наиболее существенный эффект наблюдается после двухступенчатого процесса, состоящего из азотирования с последующим отжигом в аргоне: s100 при 900 °С имеет близкое значение к показателю для типовой стали при 800 °С. Данный процесс в наименьшей степени снижает пластичность стали, что обусловлено релаксацией возникающих напряжений в азотированном слое в результате отжига.
Испытания на жаростойкость показали, что двухступенчатые процессы сохраняют на приемлемом уровне стойкость стали к высокотемпературной газовой коррозии в воздушной среде, благодаря практически полному отсутствию нитридов хрома в азотированном слое. Скорость газовой коррозии при 900 °С, измеренная по привесу, составляет 0,067 г/м2ч, что лишь немного превышает этот показатель для неазотированной стали (0,061 г/м2ч). При повышении температуры испытаний до 1000 °С жаростойкость резко снижается как у базовой, так и у экспериментальной азотированной стали (показатели привеса на уровне 1,0…1,1 г/м2ч).
Заключение
Исследованы процессы высокотемпературного азотирования аустенитной стали Х18Н10Т для упрочнения листовых изделий, работающих в условиях повышенных температур. Показано, что эффект сквозного дисперсионного упрочнения азотированного слоя нитридами титана и минимизация выделения нитридов хрома для сохранения жаростойкости достигается в экспериментальной стали с повышенным содержанием титана (1,0%Ti).
Преимуществом высокотемпературных процессов азотирования (1050…1100 °С) является возможность получать сквозные диффузионные слои за относительно небольшое время (менее 25 ч). Дополнительные возможности управления фазовым составом и кинетикой роста азотированного слоя реализуются при насыщении в смесях азота с аргоном, а также при реализации двухступенчатого процесса азотирования с последующим отжигом в аргоне.
Рекомендованы рациональные режимы сквозного азотирования экспериментальной стали, при которых достигается увеличение прочности как при комнатной, так и при повышенных температурах: азотирование при 1050 °С в чистом азоте 16 ч; азотирование при 1100 °С в смеси 50%N2 + 50%Ar 22 ч; азотирование при 1100 °С в чистом азоте 5,0 ч с последующим отжигом в аргоне при 1200 °С 9,0 ч. Показано, что сквозное азотирование может повысить рабочую температуру жаростойкой стали. Некоторое снижение пластичности экспериментальной азотированной стали по сравнению с типовой сталью не влечет за собой технологических трудностей, т. к. после азотирования не требуется обработка давлением.
Сквозное азотирование позволяет поднять рабочую температуру стали до 900 °С с обеспечением почти такой же длительной прочности, как для базовой стали при 800 °С. Жаростойкость при 900 °С сохраняется на уровне неазотированной стали после двухступенчатых процессов, обеспечивающих максимальное удаление с поверхности нитридов хрома на стадии отжига.
1. Berezovskaya V.V., Berezovsky A.V. Corrosion-resistant steels and alloys. Yekaterinburg: Ural University Publishing House, 2019, 244 p. (In Russ)
2. Petrova L.G. Alexandrov V.A., Zyuzin D.M., Bogdanov K.V. Method of high-temperature nitriding of parts made of corrosion-resistant chromium-nickel steels // RF Patent No. 2287608, publ. 20.11.2006.
3. Rogachev S.O., Nikulin S.A., Khatkevich V.M. Evolution of the structure and mechanical properties of a bulk-nitrided corrosion-resistant ferritic steel upon tempering in the temperature range of 400-700°C. // Physics of Metals and Metal Science, 2017, vol. 118, no. 8, pp. 824-828.
4. Rogachev S.O., Stomakhin A.Ya., Nikulin,S.A. Structure and mechanical properties of austenitic Cr - Ni - Ti steels after high-temperature nitriding //Izvestiya. Ferrous Metallurgy. 2019;62(5):366-373. (In Russ.) https://doi.org/10.17073/0368-0797-2019-5-366-373.
5. Bottoli F., Jellesen M.S., Christiansen T.L., et. al. High temperature solution-nitriding and low-temperature nitriding of AISI 316: Effect on pitting potential and crevice corrosion performance // Appl. Surf. Sci. 2018. Vol. 431. P. 24-31.
6. Ivanov D.I., Kozhukhov A.A., Urazova L.F. Mechanism of high-temperature corrosion of heat-resistant chromium-nickel steel // Izvestiya. Ferrous Metallurgy. 2016; vol. 59(3), pp.180-184. (In Russ.) https://doi.org/10.17073/0368-0797-2016-3-180-184.
7. Rogachev S.O., Nikulin S.A., Khotkevich V.M. Influence of high-temperature nitriding on corrosion resistance of ferritic chromium steels // Physics and chemistry of materials processing, 2019, No. 2. pp. 36-43.
8. Petrova L.G., Sergeeva A.S. Control of the phase composition of austenic steels during surface hardening by austenitic nitriding // Science-intensive technologies in mechanical engineering, 2020, no. 6 (108), pp. 3-11
9. Akhmetzyanov M.V., Ovsepyan S.V., Rodin, A.O. Kinetics of austenitic nitriding and properties of Ni- Co - Cr - W-Ti alloy system // Metal science and heat treatment of metals, 2022, no. 4 (802), pp. 45-49.
10. Ju Q., Zhang Y.-L., Tong J.-T., Ma H.-P. Evolution of microstructure and properties of internal nitride dispersion strengthened alloy before nitriding // Journal of Iron and Steel Research. 2018. Vol. 30 (2). P. 156-161.
11. Petrova L.G., Chudina O.V. Method of austenitic nitriding of chromium-nickel alloys alloyed with titanium // RF Patent No. 2148675, publ. 10.05.2000.
12. Sergeeva A.S., Petrova L.G., Kolenko, N.V. Improving the wear resistance of chromium-nickel stainless steels by austenitic nitriding // Science and Technology in the road industry: Proc. of the conference, Moscow, March 18, 2021. - Moscow - Moscow Automobile and Road State Technical University (MADI), 2021, pp. 82-84.
13. Bibikov P.S., Belashova I.S., Prokofiev M.V. Features of nitriding technology of high-alloy corrosion-resistant steels for aviation purposes // Bulletin of the Moscow Aviation Institute, 2021, vol. 28, No. 2, pp. 206-215.
14. Christiansen T. L., Villa M., Tibollo C., Dahl K.V. and Somers M.A.J. High Temperature Solution Nitriding of Stainless Steels; Current Status and Future Trends // HTM Journal of Heat Treatment and Materials. 2020. Vol. 75. No. 2. P. 69-82.
15. Petrova L.G., Belashova I.S. Evaluation of solid-solution hardening of austenitic alloys during nitrogen alloying // Bulletin of the Moscow Aviation Institute, 2022, vol. 29, No. 1, pp. 245-252.
16. Petrova L.G., Shaposhnikov N.G., Sergeeva, A.S. Thermodynamic prediction of the phase composition of nitrided chromium-nickel steel // Problems of ferrous metallurgy and material science, 2019, No. 4, pp. 66-74.
17. Petrova L. G. Evaluation of the predicted hardening of iron during surface alloying with metal in combination with nitriding // Technology of metals, 2022, No. 8, pp. 41-52.
