Диспергирование низкоуглеродистой стали при многократной скоростной аустенитизации для повышения комплекса механических свойств тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат технических наук Панов, Дмитрий Олегович

• Панов, Дмитрий Олегович
• кандидат технических наук
• 2011

Оглавление диссертации кандидат технических наук Панов, Дмитрий Олегович

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР.

1.1. Мартенситные превращения и пакетный мартенсит в сталях.

1.2. Процессы отпуска в сталях со структурой пакетного мартенсита.

1.3. Процессы аустенитизации сталей со структурой пакетного мартенсита в межкритическом интервале температур.

1.3.1. Образование и рост зародышей аустенита.

1.3.2. О явлении наследственности.

1.4. Рекристаллизация наклепанного аустенита.

1.4.1. Возврат.

1.4.1.1. Отдых.

1.4.1.2. Полигонизация.

1.4.2. Рекристаллизация.

1.4.2.1. Первичная рекристаллизация.

1.4.2.2. Собирательная рекристаллизация.

1.4.2.3. Вторичная рекристаллизация.

1.4.3. Изменения свойств при возврате и рекристаллизации.

1.5. Система легирования и карбидообразование.

1.5.1. Понятие термодинамической активности углерода в железе.

1.5.2. Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените.

1.5.3. Растворение карбидных фаз в аустените.

1.5.4. Влияние системного легирования на образование карбидов при горячей деформации аустенита.

1.5.5. Растворимость карбидов элементов 1У-У групп в аустените сталей различного состава.

1.6. Диспергирование структуры и термоциклическая обработка конструкционных сталей.

1.6.1. Методы диспергирования структуры компактных материалов.

1.6.2. Факторы и процессы термоциклической обработки.

1.6.3. Режимы и классификация термоцикличекой обработки.

1.7. Постановка цели и задач.

Глава 2. Материалы и методики эксперимента.

2.1. Материалы эксперимента.

2.2. Методика скоростной аустенитизации.

2.3.Матодики исследований.

2.3.1. Методика металлографических исследований.

2.3.2. Методика электроно-микроскопических исследований.

2.3.3. Методика дилатометрических исследований.

2.3.4. Методика дюрометрических исследований.

2.3.5. Методика испытаний на одноосное растяжение.

2.3.6. Методика испытания на ударную вязкость.

2.3.7. Методика электроннофрактографических исследований.

2.3.8. Методика анализа дифракции отраженных электронов.

Глава 3. Исследование процессов аустенитизации в области межкритического интервала в сталях 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА с исходной мартенситной структурой.

3.1. Исследование исходного состояния сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА.

3.2. Разработка метода анализа дилатометрических кривых.

3.3. Закономерности а—>у-превращения в сталях различных систем легирования в изотермических условиях.

3.4. Исследование а—»у-превращения в сталях различных систем легирования при непрерывном нагреве.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Диспергирование низкоуглеродистой стали при многократной скоростной аустенитизации для повышения комплекса механических свойств»

В условиях современного рынка машиностроение нуждается в разработке новых материалов и технологий, которые обеспечат получение высокого уровня прочности, надежности и долговечности. Это позволит увеличить срок эксплуатации механизмов и конструкций при снижении материалоемкости, а также снизить ущерб от возможных отказов деталей машин и элементов металлических сооружений.

Самыми распространенными конструкционными материалами в современном машиностроении являются сплавы на основе железа, т.е. стали. Среди конструкционных сталей массового применения наилучшим сочетанием характеристик прочности и надежности обладают стали со структурой пакетного мартенсита [1]. Наиболее яркими представителями таких материалов являются мартенситостареющие и низкоуглеродистые мартенситные стали.

Мартенситостареющие стали [2], разработанные в США в 60-х годах прошлого века, обладают высоким комплексом механических свойств и высокой технологичностью, но они содержат в большом количестве дефицитные и дорогостоящие элементы. Поэтому использование сталей этого класса экономически оправдано для изготовления деталей с высокой удельной прочностью в авиационной или космической промышленности.

Низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) были разработаны в 6070 годах двадцатого века Р.И. Энтиным, Л.М. Клейнером, Л.И. Коган [3, 4]. Эти стали имеют высокую устойчивость переохлажденного аустенита в области «нормального» и бейнитного превращений, а после закалки обладают структурой низкоуглеродистого мартенсита. Стоит отметить высокую технологичность сталей этого класса сталей: наряду с высокой прокаливаемостью, они обладают хорошей свариваемостью, обрабатываемостью давлением в горячем и холодном состоянии, способностью к химико-термической обработке и т.д. Перечисленные преимущества сочетаются с экономным легированием, а, следовательно, и невысокой стоимостью.

Повышение уровня характеристик прочности и надежности сталей со структурой пакетного мартенсита возможно за счет измельчения структуры [5]. При реализации диспергирования структуры проявляется зерногранично-субструктурный механизм упрочнения, что приводит к одновременному повышению уровня прочности и сопротивления хрупкому разрушению. Этот механизм заключается в уменьшении размеров элементов структуры и субструктуры металлических материалов. В современном металловедении выделяют три группы методов диспергирования структуры компактных металлических материалов: интенсивная пластическая деформация (ИПД), термомеханическая (ТМО) и термоциклическая обработка (ТЦО).

Для измельчения зеренной структуры сталей методами ТЦО необходима многократная последовательная реализация процессов фазового наклепа и первичной рекристаллизации. Фазовый наклеп реализуется в процессе закалки на мартенсит, который образуется в пределах зерен аустенита и фрагментирует их. Измельчение аустенитного зерна перед закалкой возможно только в случае наследования аустенитом при нагреве исходной высокой плотности дислокаций, развития первичной и подавления собирательной рекристаллизации, причем для получения однородной структуры пакетного мартенсита необходимо минимизировать негомогенность аустенита, которая возникает в процессе нагрева в межкритическом интервале температур (МКИ).

В МКИ существенную роль играют процессы диффузионного перераспределения углерода и легирующих элементов, что может сказаться на изменении термической стабильности фаз [6], а, следовательно, и на технологичности и уровне механических свойств материала. Для уменьшения неоднородности системы по химическому составу за счет диффузионных процессов необходимо за счет системного легирования снизить химическую неоднородность исходной структуры, а главное повысить стойкость стали к развитию процессов диффузионного характера. Это позволит получить однородный по легирующим элементам и углероду аустенит к моменту выдержки в надкритической области.

Самопроизвольные процессы диффузионного характера в сталях такие, как снижение плотности дефектов кристаллического строения при нагреве, собирательный рост зерен и расслоение по химическому составу, приводят к снижению свободной энергии системы и, как следствие, падению уровня механических характеристик [7]. Всю совокупность этих явлений можно определить термином - диффузионная релаксация состояния. Естественно, что уровень сопротивления той или иной стали диффузионной релаксации состояния определяется её химическим составом или, точнее, системой легирования.

Относительной химической однородностью в низкоуглеродистых сталях обладает структура пакетного мартенсита. Высокой стойкостью к диффузионной релаксации при охлаждении, как показано в работе [8], обладают некоторые низкоуглеродистые мартенситные стали, например 12Х2Г2НМФТ, что проявляется в аномально высокой устойчивости переохлажденного аустенита в областях перлитного и бейнитного превращений, т.е. при температурах, где развиваются превращения с участием диффузионных процессов. Это позволяет в широком интервале варьирования температурно-временных параметров охлаждения получать структуру пакетного мартенсита. Такие явления наблюдаются в сталях со сбалансированным или системным легированием, в которых существенно снижена активность углерода [9]. Обратная картина наблюдается низкоуглеродистых сталях с повышенным содержанием никеля, например 12ХНЗА [10], в которой устойчивость переохлажденного аустенита несопоставимо ниже, чем в стали 12Х2Г2НМФТ, что является следствием высокой активности углерода в присутствии повышенного содержания никеля и недостатка карбидообразующих элементов [И].

Система легирования, по-видимому, играет значительную роль во всех фазовых и структурных превращениях при нагреве и охлаждении легированных сталей. Выявление закономерностей процессов аустенитизации при нагреве под закалку в низкоуглеродистых сталях различных систем легирования позволит получать высокодисперсные состояния с уникальным комплексом механических свойств.

Таким образом, для реализации диспергирования структуры конструкционных сталей методами ТЦО необходимо знание закономерностей влияния различных систем легирования на процессы аустенитизации при скоростном нагреве и выдержке сталей с исходной структурой пакетного мартенсита.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» ПНИПУ, г. Пермь в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ: аналитическая ведомственная целевая программа «Развитие потенциала высшей школы» з/н 1.18.08 «Наноструктурирование системно легированных сплавов железа в условиях скоростного циклического термического воздействия» (2008-2010 г.г.); в рамках лота НК-767П-10 федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» (2010 г.) по темам «Измельчение структуры низкоуглеродистых сталей до наноуровня при использовании технологии скоростной термоциклической обработки» в НГТУ, г. Новосибирск и «Влияние структуры аустенита на превращения при охлаждении и свойства низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой» в БелГУ, г. Белгород.

Заключение диссертации по теме «Материаловедение (по отраслям)», Панов, Дмитрий Олегович

5.4 Общие выводы по главе 5

По результатам исследования процессов термоциклической обработки стали 12Х2Г2НМФТ различными методами можно сделать следующие выводы:

1. ТЦО на температуру 800 °С приводит к получению двухфазного состояния - исходная релаксированная а-фаза и свежезакаленный мартенсит, результатом чего является падение прочностных характеристик. ТЦО на 900 и 1000°С приводит к получению однофазной структуры - свежезакаленного мартенсита. Снижение характеристик прочности при циклировании на 900 и на 1000 °С не наблюдается, что связано с полной аустенитизацией в процессе нагрева.

2. После 5 циклов на 1000°С зерно измельчается до 10 мкм, а на 900°С -до 1,5 мкм. Внутри диспергированных зерен наблюдается реечная фрагментация, средний поперечный размер реек при измельчении аустенитного зерна с 18 мкм до 1,5 мкм уменьшается более чем в 3 раза (с 250 нм до 80 нм).

3. Смещение положения мартенситной точки (Мн) в результате ТЦО происходит в результате диспергирования зеренной структуры аустенита, так при ТЦО на 900 °С происходит измельчение аустенитного зерна после 3-х циклов и стабилизация его размера на последующих циклах. Циклирование на 1000 °С приводит к измельчению зерна после первого цикла, а при дальнейшем циклировании средний размер зерна остается практически неизменным.

4. Показано, что многократная быстрая аустенитизация при ТЦО на 900 °С стали 12Х2Г2НМФТ приводит к взаимозависимому снижению критических точек Ас1 иМ„с последующей стабилизацией их положения; то есть если при нагреве в цикле N наблюдается снижение температуры начала аустенитизации (Ас]) относительно нагрева в цикле (N-1), то при этом в цикле N наблюдается и снижение температуры начала мартенситного превращения (Мн) относительно охлаждения в цикле (N-1). При стабилизации положения АС1 относительно предыдущего цикла наблюдается стабилизация Мн.

5. При ТЦО на 900 и на 1000 °С наблюдается тенденция к росту предела текучести (аод) при увеличении количества циклов, что связано с диспергированием структуры на первых циклах, увеличением однородности зеренной структуры и изменением разориентировок аустенитных зерен при последующих.

6. Наилучший комплекс механических свойств получен при циклировании на 900 °С, 5 циклов: а0,2=1250 МПа, ав=1410 МПа, 8=14%, у=62%, КСТ=81 Дж/см2. В результате этого режима обработки удалость повысить предел текучести (а0,2) на 16%, а ударную вязкость (КСТ) в два раза по сравнению с исходным состоянием.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

По результатам исследований можно сделать следующие основные выводы:

1. Экспериментально показано, что в условиях скоростного нагрева и последующей кратковременной изотермической выдержки в МКИ сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА образование зародышей аустенита происходит по мартенситному механизму независимо от уровня сопротивления стали диффузионной релаксации (СДР), а последующий рост зародышей аустенита определяется доминирующим направлением диффузионных потоков углерода в структуре: в стали с высоким СДР (12Х2Г2НМФТ) развитие зародышей аустенита происходит преимущественно в плоскости границ и субграниц, тогда как в стали с низким СДР (12ХНЗА) аустенитные зародыши растут более равномерно во всех направлениях.

2. Установлено, что, независимо от склонности стали к диффузионной релаксации, при непрерывном нагреве низкоуглеродистых сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА с исходной структурой пакетного мартенсита с увеличением скорости нагрева в интервале 0,6 - 90 7с происходит расширение температурного интервала а—>у-превращения, обусловленное снижением Ас1 и повышением Ас3.

3. Определено, что при изотермических выдержках в МКИ после скоростного нагрева кинетическая кривая образования аустенита в исходно закаленной стали с низким сопротивлением диффузионной релаксации (12ХНЗА) носит ярко выраженный экстремальный характер, а в стали с высоким сопротивлением диффузионной релаксации (12Х2Г2НМФТ) экстремальный характер кинетической кривой практически отсутствует. Это связано с формированием метастабильного аустенита в высокодефектной исходной а-фазе и последующим его распадом вследствие активного протекания процессов релаксации высокодефектного состояния материнской фазы в стали 12ХНЗА, что определяется уровнем устойчивости данной стали к процессам диффузионной релаксации высокодефектного состояния.

4. Изучена кинетика процессов первичной и собирательной рекристаллизации в перегретых системно легированных сталях и установлено, что для реализации первичной рекристаллизации при температуре нагрева 900 °С при быстрой аустенитизации с измельчением аустенитного до 3 - 5 мкм достаточно 20 с - для стали 12Х2Г2НМФТ; 40 с -для сталей 17Х2Г2НМФТБ и 15Х2Г2НМФБ.

5. Показано, что многократная быстрая аустенитизация при ТЦО на 900°С стали 12Х2Г2НМФТ приводит к взаимозависимому снижению критических точек АС] и Мн с последующей стабилизацией их положения; то есть, если при нагреве в цикле N наблюдается снижение температуры начала аустенитизации (АС1) относительно нагрева в цикле (N-1), то при этом в цикле N наблюдается и снижение температуры начала мартенситного превращения (Мн) относительно охлаждения в цикле (N-1).

6. Установлено, что наилучший комплекс механических свойств получен при скоростной термоциклической обработке стали 12Х2Г2НМФТ на 900°С, 5 циклов: о0>2=1253 МПа, ов=1410 МПа, 8=14%, у=62%, КСТ=81 Дж/см2. В результате этого режима обработки удалость повысить предел текучести (аод) на 16%, а ударную вязкость (КСТ) в два раза по сравнению с исходным состоянием. В результате такой обработки размер бывшего аустенитного зерна уменьшился с 15 до 1,5 мкм, при этом в структуре наблюдаются однопакетные зерна со средним поперечным размером реек не более 80 нм.

7. Разработаны и использованы в исследованиях методика анализа дилатометрических кривых для исследования кинетики процессов фазовых превращений и метод окисления-травления для выявления границ бывших аустенитных зерен в низкоуглеродистых сталях с мартенситной структурой.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Панов, Дмитрий Олегович, 2011 год

1. Митрохович H.H., Симонов Ю.Н., Клейнер JIM. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой: Учеб. Пособие / Перм.гос.техн.ун-т. Пермь, 2004. - 123 с.

2. Потак Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972. 208 с.

3. Энтин Р.И., Коган Л.И., Клейнер JI.M. Теоретичекие основы разработки низкоуглеродистых мартенситных сталей. В кн.: Новые конструкционные стали и сплавы и методы упрочнения. М.: Знание, 1984, С. 3-6.

4. Клейнер JI.M., Пиликина Л.Д., Толчина И.В. Теоретические основы, разработка и внедрение низкоуглеродистых мартенситных сталей // современные достижения в области металловедения и термообработки. Перм. политехи, инст-т. Пермь, 1985. С. 18 24.

5. Липчин H.H. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева // МиТОМ. 1990. - №11. - С. 8-11.

6. Капуткин Д.Е. Неравновесные состояния структуры закаленных многокомпонентных сплавов железа и их приближение к равновесию // Фундаментальные проблемы современного металловедения. 2007. - Т. 4, № 1.-С. 58-65.

7. Особенности формирования структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ / Каменских А.П. и др. // МиТОМ. -2003.-№3.-С. 10-12.

8. Симонов Ю.Н. Условия получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита // ФММ. 2004. -Т. 97, №5.-С. 77-81.

9. Попова JI.E., Попов A.A. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. 3-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1991. - 503с.

10. Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972. - 400 с.

11. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки сталей: Учебное пособие. М.: «Наука и технологии», 2002. - 519 с.

12. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. . М.: «Наука», 1977. - 236 с.

13. Новиков H.H. Теория термической обработки сталей: Учебник для вузов. 4-е изд., перераб. и доп. - М.: «Металлургия», 1986. - 480 с.

14. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. - 480 с.

15. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита // ФММ. 1972. - Т. 34, № 1. - С. 123-132.

16. Apple С.А., Karon R.Y., Kraus G. Packet Microstructure in Fe 0,2 pst.C Martensite // Met. Trans. - 1974. - V. 5, № 3. - p. 593 - 599.

17. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. I. Границы между кристаллами в пакете // ФММ. -1990.-№3.-С. 161-167.

18. Счастливцев В.М, Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. - 288 с.

19. Блантер М.Е. Теория термической обработки: Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1984. - 328 с.

20. Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие углерода в мартенсите // ФММ. 1968. - Т. 26, № 1. - С. 147-156.

21. Бернштейн Л.М., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Отпуск стали. М.: МИСИС, 1997.-336 с.

22. Исайчев И.В. Ориентация цементита в отпущенной углеродистой стали // ЖТФ. 1947. - Т. 17, № 7. - С. 839-854.

23. Багаряцкий Ю.А. Вероятный механизм распада мартенсита // ДАН СССР. 1950. - Т. 73, № 6. - С. 1161-1164.

24. Redistribution of alloying elements during tempering of a nanocrystalline steel /Caballero F.G.et al. // Acta Mater. 2008. - № 56. - C. 188-199.

25. Коган Л .И., Энтин Р.И. // МиТОМ. 1959. - №6. - С. 7-13

26. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М: Металлургия, 1985. - 408 с.

27. Interpretation of a dilatometric anomaly previous to the ferrite-to-austenite transformation in a low carbon steel/ Tommy De Cocket. al. // Scripta Mater.2006.-№54.-P. 949-954

28. Табатчикова Т.И. Перекристаллизация и возможность реализации бездиффузионного а—>у-превращения при сверхбыстром лазерном нагреве сталей // ФММ. 2008. - Т. 105, № 3. - С. 294 - 318.

29. Штремель М.А. Прочность сплавов: ч. 1. Дефекты решетки. 2-е изд. -М.: МИСиС, 1999.-384 с.

30. Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. Двухфазные низколегированные стали. М.: Металлургия, 1986. - 207 с.

31. Садовский В.Д. Влияние скорости нагрева при электротермообработке на структуру и свойства сталей // Проблемы конструкционной стали. 12М. -Л.: ЛОНИТОМАШ, 1949. С 204 - 219

32. Садовский В.Д., Ивановская С.И. Влияние скорости нагрева на струтурные превращения при электрозакалке стали // Труды ИФМ УФ АН. -1951.-№ 13.-С. 10-31.

33. Физические основы электротермического упрочнения стали / Гриднев В.Н. и и др. Киев: Наукова думка, 1973. - 335 с.

34. Oliveira F.L.G., Andrade M.S., Cota A.B. Kinetics of austenite formation during continuous heating in a low carbon steel // Materials Characterization.2007. №58. P. 256-261.

35. Браташевский А.Ю., Дьяченко C.C. Влияние дислокационной структуры стали 20 на положение критической точки Acj: межвуз. сб. науч.тр. «Вопросы металловедения и термической обработки». Пермь: Изд. Пермского ун-та, 1977, 160 с.

36. Shear-induced а—>у transformation in nanoscale Fe-C composite / Ivanisenko Yu et. al. // Acta Mater. 2006. - № 54. - 1659-1669.

37. Кваша A.B., Дьяченко B.C., Дьяченко С.С. О влиянии размера зерна на торможение альфа—>гамма-превращения при непрерывном нагреве сталей // МиТОМ. 1988. - №4. - С. 12 - 17.

38. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагреве конструкционной стали в межкритическом интервале / Чащухина Т.И. и др. // ФММ. 1999. - Т. 87, № 1. - С. 64 - 71.

39. Липчин Н.Н. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева // МиТОМ. 1990. №11. С. 8 -11.

40. Горностырев Ю.Н. Микроскопические механизмы гетерогенного зарождения новой фазы при полиморфном ГЦК-ОЦК- превращении: сб. науч. тр. «Фазовые и структурные превращения в стали». Магнитогорск: Изд-во Магнитогорского дома печати.

41. Зельдович В.И. Три механизма образования аустенита и структурная наследственность в сплавах железа: сб. науч. тр. «Развитие идей академика В.Д. Садовского». Екатеринбург, 2008.

42. Морфология образования гамма фазы в сплаве викаллой 1 / Зельдович В.И. и др. // ФММ. - 1975. - Т. 40, № 1. - С. 143-152.

43. Зельдович В.И., Хомская И.В., Ринкевич О.С. Образование аустенита в низкоуглеродистых железоникелевых сплавах // ФММ. 1992. - № 3. - С. 5 -28.

44. О структурном механизме образования у-фазы в железоникелевом сплаве с реечным мартенситом / Зельдович В.И. и др. // ФММ. 1977. - Т. 43, № 4. - С. 833 - 844.

45. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973. - 205 с.

46. Счастливцев В.М., Копцева H.B. Электронно-микроскопические исследования аустенита при нагреве конструкционной стали // ФММ. 1976. - Т. 42, № 4. - С. 837 - 847.

47. Дьяченко С.С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм и влияние на свойства // МиТОМ. 2000. - №4. - С. 14-19

48. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.Н., Яковлева И.Л. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. Свердловск: УрО АН СССР, 1989. 100 с.

49. Печеркина Н.Л., Сазарадзе В.В., Васечкина Т.П. О наследовании дислокационной структуры при ОЦК ГЦК превращении в процессе нагрева // ФММ. - 1988. - Т. 66, № 4.

50. Горелик С.С., Усиков М.П. Исследование процесса формирования зародышей рекристаллизации // ФММ. 1964. - Т. 17, № 1. - С. 63 - 72

51. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов: монография. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1978. - 568 с.

52. Чернов. Д.К. Избранные труды по металлургии и металловедению. -М.: Наука, 1983.-448с.

53. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: «Металлургия», 1971. -496 с.

54. Горелик С.С. Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка». М., ВИНИТИ, 1972, Т.6. С. 5-44.

55. CahnR.W. J. Inst. Metals, 1949. У.76. P. 121 - 143.

56. Бурке Дж.Е., Тарнбалл Д. В кН.: Успехи физики металлов. Т.1. Металлургия. 1956. С. 368 - 456.

57. Рафалович Ч.Н. ФММ. 1956. Т.2. №2. С. 259 - 269.

58. Иванов В.И., Осипов К.А. Возврат и рекристаллизация в металлах при быстром нагреве. М.: Наука. 1964. 186 с.

59. Лариков Л.Н., Засимчук Е.Э. УФЗ. 1962. Т.7. С. 1237 - 1240.

60. Beck P.A. J. Appl. Phis. 1949. V.20. №6. P. 633 - 634.

61. Криштал M.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972. - 400 с.

62. Гольдштейн М. И., Попов В. В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1989. - 200 с.

63. Диаграмма горячей деформации, структура и свойства сталей / Бернштейн M. JI. и др.. М.: Металлургия, 1989. - 544 с.

64. Армстронг Р.В. Прочностные свойства металлов со сверхмелким зерном // Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М.: «Металлургия», 1973.-С. 11-40.

65. Кейн Р.Х., Грант Н.Дж. Рекристаллизация и измельчение зерна // Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М.: «Металлургия», 1973. -С. 164-181.

66. Hall Е.О. Ргос. Phys. Soc. London, 1951. v. B64. - p. 747.

67. Petch N.J. JISI, 1953, v. 174, p.25.

68. Штремель M.A., Андреев Ю.Г., Козлов Д.А. Строение и прочность пакетного мартенсита // МиТОМ. 1999. - № 4. - С. 10-15.

69. Кайбышев О. А. Сверхпластичность промышленных сплавов. М.: «Металлургия», 1984.

70. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. -272 с.

71. Lee D. The nature of superplastic deformation in the Mg-Al eutectic // Acta Met. 1969. - v. 17, №8. - P. 1057 - 1069.

72. Федюкин B.K. Метод термоциклической обработки металлических материалов. ЛДНТП, 1979.

73. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия. 1994. 288 с.

74. Физические основы термоциклической обработки стареющих сплавов / Тофпенец Р.Л. и др.. Мн.: Навука i тэхшка, 1992. - 190 с.

75. Zwell L., Gorman L., Weissman S. Tranns // ASM. 1966. - v. 59, №1. -P. 491.

76. Бокштейн C.3. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия. 1971.496 с.

77. Перкас M.JL, Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситостареющие стали. М.: Маталлургиздат, 1970.

78. Упрочнение сталей / Бородина H.A. и др.. Свердловск: Металлургиздат, 1960.

79. Баранов A.A. Структурные изменения при термоциклической обработке металлов // МиТОМ. 1983. - №12. - С. 2-10.

80. Архаров В.И., Семенова А.К. // Докл АН СССР. 1952. - Т. 83, № 5. -С. 681 -683.

81. Штейнберг М.М., Трифонов Г.А., Мирмельштейн В.А. // ФММ. 1967. - Т. 23, №2. - С. 336 - 338.

82. Васильев В.В., Осташев В.В. // Проблемы металловедения теплоэнергетического оборудования атомных электростанций. JI, 1984. -С. 82-85.

83. Петров И.В., Малолетнев А .Я., Перкас М.Д. // МиТОМ. 1981. № 4. С. 28-31.

84. Ряпосов И.В., Клейнер Л.М., Шацов A.A. Формирование нано- и субмикронных размеров характерных элементов структуры сплавов железа термическим воздействием. // Перспективные технологии и материалы. Пермь: Перм.техн.гос.ун-т. 2008. С. 386 -410.

85. Dependence of martensite start temperature on fine austenite grain size / Carsia-Junceda A. et. al. // Scripta mater. 2008. - № 58. - С. 134-137

86. Баранов A.A. Фазовые превращения и термоциклирование металлов. -Киев: «Наукова думка», 1974. 232 с.

87. Заяц Л.Ц., Панов Д.О., Закирова М.Г. Структурная наследственность и перекристаллизация при "быстрой" аустенитизации системнолегированных сталей // МиТОМ. 2008. № 10. С. 18 23.

88. Романов П.В., Радченко В.П. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении стали: атлас термокинетических диаграмм. 4.1: Текрмокинетический метод исследования превращений аустенита. -Новосибирск: Изд-во Сиб. Отд. АН СССР, 1960. 51с. - С. 17-18

89. Бернштейн Л.М., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Отпуск стали М.: МИСИС, 1997.-336 с.

90. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. 1982. 128 с.

91. Чащухина Т.И., Дегтярев М.Д., Воронова Л.М., Давыдова Л.С., Пилюгин В.П. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагреве конструкционной стали в межкритическом интервале температур// ФММ. 1999. Т. 87. № 1. С. 64-71.

92. Дьяченко С.С., Тарабанова В.П., Дьяченко B.C., Патриченко A.M. -ДАН СССР, 1970. №3. С. 65.

93. Попов A.A. Фазовые превращения в металлических сплавах. -М.:Металургиздат, 1963. 311 с.

94. Делингер У. Теоретическое металловедение. М.: Металлургиздат, 1960.-296 с.

95. Ройтбурд А.Л. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии // Успехи физических наук. -1974. Т. 113, № 1. С. 69- 104.

96. Бокштейн С.Б. Диффузия в металлах. М.: Металлургия, 1978. - 248 с

97. Дьяченко С. С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм явления и влияние на свойства//МиТОМ. 2000. №4. С. 14-19.

98. Садовский В.Д. Происхождение структурной наследственности в сталях // ФММ. 1984. Т.57. В.2. С. 213 223.

99. Быкова П.О., Заяц Л.Ц., Панов Д.О. Выявление границ аустенитных зерен в сталях с мартенситной структурой методом окисления// Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2008. Т. 74, № 6. - С. 42 - 45.

100. Энтин Р.И. Превращение аустенита в стали. М.: Металлургиздат. 1960. - 252 с.

101. Блантер М.Е. Диффузия, Фазовые превращения и механические свойства металлов и сплавов, том 1.- М.: Научные труды, 1973. с. 206.

102. Попов В.В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 380 с.

103. Панов Д.О., Заяц Л.Ц. Исследование условий равновесия аустенит-карбид в многокомпонентной системе на основе железа// Конструкции из композиционных материалов. 2006. - №4. - С. 177-181.

104. Заяц Л.Ц., Панов Д.О., Симонов Ю.Н. Диспергирование структуры сталей в условиях интенсивного термического воздействия. Часть 1. Выбор оптимальной системы легирования // Металловедение и термическая обработка металлов, 2010. №11. С. 13-19.

105. Бернштейн Л.М., Займовский В.А., Липчин Т.Н., Фельдман Э.П. // ФММ. 1976. Т.42. №3. С. 654.

106. ДОЧЕРНЕЕ ОТКРЫТОЕ АКЦИОНЕРНОЕ ОБЩЕСТВО1. УТВЕРЖДАЮ —|1. И&И1 <<ижевский1. ИЖЕВСКИЙ1. ЗАВОД»

107. Первый заместитель исполнительного директора -технический директор1. ДОАО «ИОЗ»)426006, г. Ижевск, пр. Дерябина, 2 КПП 183650001 ИНН 1826002268 (3412) факс 51-30-70 e-mail: [e-mail]

108. ЗО. OS. Zort* /<&г- ZZ?/s>oиробоков1. АКТо промышленной апробации технологии термоциклической обработки *

109. Руководитель работ Заведующий кафедрой«Металловеден^ Т ермическая и лазерная обработка м д.т.н., профессор1. Исполнитель Аспирант1. Д.О.Панов