Дисперсионноупрочняемые экономнолегированные низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной технологичности в машиностроении тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.02.01, кандидат технических наук Некрасова, Татьяна Витальевна

• Некрасова, Татьяна Витальевна
• кандидат технических наук
• 2001

Оглавление диссертации кандидат технических наук Некрасова, Татьяна Витальевна

Введение.

1. Литературный обзор.

1.1. Сравнительный анализ механизмов упрочнения конструкционных сплавов на основе а-железа.

1.2. Упрочнение в результате формирования мартенситной структуры.

1.2.1. Мартенситное превращение и морфологические типы мартенсита в сплавах на основе железа.

1.2.2. Влияние морфологического типа мартенсита на механические свойства стали.

1.2.3. Низкоуглеродистые мартенситные стали. Принципы получения и свойства.

1.3. Дисперсионное упрочнение частицами второй фазы.

1.3.1. Дисперсионное упрочнение карбидами.

1.3.2. Дисперсионное упрочнение выделениями меди.

1.3.3. Дисперсионное упрочнение интерметаллидами.

1.4. Постановка задач исследования.

2. Материалы и методики исследования.

2.1. Выбор материалов и режимов термической обработки.

2.2. Методики исследования.

2.2.1. Методика дюрометрических исследований.

2.2.2. Методика испытаний на растяжение.

2.2.3. Методика испытаний на ударный изгиб.

2.2.4. Методика оценки статической трещиностойкости.

2.2.5. Методика металлографических исследований.

2.2.6. Методика определения величины зерна.

2.2.7. Методика электроннофрактографических исследований.

2.2.8. Методика определения модуля Юнга.

2.2.9. Методика измерения удельного электросопротивления.

2.3. Влияние условий нанесения трещины на результаты испытаний на динамическую и статическую трещиностойкость.

3. Повышение прочности НМС в результате выделения дисперсной карбидной фазы.

3.1. Исследование модельных сплавов 07ХЗГТ, 07ХЗГФ0.5Т, 07ХЗГНФ0,9Т.

3.1.1. Влияние температуры аустенитизации на твердость и размер зерна.

3.1.2. Исследование процессов отпуска сталей 07X3ГТ,

07ХЗГФ0.5Т, 07ХЗГНФо.9Т.

3.1.3. Изменение механических свойств при отпуске.

3.2.Исследование сталей с низким содержанием ванадия: 12Х2Г2НМФТ, 10ХЗГ2Ф.

3.2.1. Распад твердого раствора стали 12Х2Г2НМФТ.

3.2.2. Влияние температуры аустенитизации на твердость и размер зерна.

3.2.3. Изменение механических свойств сталей 12Х2Г2НМФТ,

10ХЗГ2Ф при отпуске.

Выводы по главе.

4. Дисперсионное упрочнение НМС, содержащих медь.

4.1 Влияние температуры аустенитизации на твердость и размер зерна сталей 12ХЗГНМЮ, 12ХЗГНМЮД.

4.2. Изменение структуры и твердости сталей 12ХЗГНМЮ,

12ХЗГНМЮД при отпуске.

4.3. Изменение механических свойств при отпуске.

4.4. Обсуждение результатов главы.

Выводы по главе.

5. Повышение прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей в результате образования дисперсных интерметаллидных фаз.

5.1. Интерметаллидное дисперсионное упрочнение сталей на хромоникелевой основе.

5.1.1. Влияние температуры аустенитизации на твердость и размер зерна сталей 06X3НЗ, легированных молибденом, титаном и ниобием.

5.1.2. Структурные изменения в сталях 06X3НЗ, 06X3НЗМТ,

06ХЗНЗМБ при отпуске.

5.1.3. Прочность, ударная вязкость и трещиностойкость сталей 06ХЗНЗ, 06ХЗНЗМТ, 06X3 НЗ МБ.

5.2. Интерметаллидное дисперсионное упрочнение сталей на никельмолибденовой основе: 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б, 01НЗМЗТБ.

5.2.1. Исследование температуры аустенитизации сталей типа НЗМЗБ.

5.2.2. Изменение твёрдости и физических свойств НМС при отпуске.

5.2.3. Структурные изменения при отпуске.

5.2.4. Прочность, трещиностойкость и микромеханизмы разрушения сталей 10НЗМЗБ, 10НЗМ1,5Б.

5.2.5. Анализ механизма упрочнения сталей типа НЗМЗБ при отпуске.

Выводы по главе.

6. Малоуглеродистые дисперсионноупрочняемые стали.

6.1. Сталь 16ХЗГНМЮ для деталей, работающих на изгиб в условиях высоких температур.

6.2. Теплостойкая сталь 20ХЗГФАБ для инструмента горячего деформирования.

6.3. Сталь 25ХН4МДФБ для изделий, работающих в условиях высокого давления.

Выводы по главе.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Дисперсионноупрочняемые экономнолегированные низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной технологичности в машиностроении»

Одной из основных задач современного материаловедения является разработка технологичных конструкционных сталей для машиностроения, обеспечивающих требуемую долговечность и надежность в эксплуатации деталей машин и конструкций. В настоящее время снижение содержания углерода в конструкционных сталях считают главным фактором повышения их технологичности.

На базе исследований свойств и особенностей структуры низкоуглеродистого мартенсита в 60 - 70 годы был разработан новый класс низкоуглеродистых конструкционных сталей, включающий две группы: мартенситностарею-щие стали (МСС) и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС).

При упрочнении МСС реализуются 4 механизма упрочнения (твердо-растворное, дислокационное, зернограничное и дисперсионное), и поэтому уровень прочности МСС весьма высок: ав> 1500 МПа. В НМС реализуются 3 механизма (кроме дисперсионного упрочнения), их уровень прочности значительно ниже: ав< 1000 МПа.

МСС, в принципе, могут быть обработаны на уровень прочности 1000 - 1400 МПа, однако, поскольку МСС - это высоколегированные, и, следовательно, - весьма дорогие сплавы, - их обработка на такой уровень прочности является нерациональной. Данный уровень прочности легко обеспечивается при использовании среднеуглеродистых конструкционных сталей типа 30ХГСА или 45Х2Н2МФСА, однако эти стали не обладают тем комплексом технологических преимуществ (закалка с охлаждением на воздухе, малые деформации при закалке, хорошая свариваемость, высокая прокаливаемость, низкая склонность к трещинообразованию), которые обеспечиваются при использовании сталей с низким содержанием углерода. Очевидно, что в настоящее время не существует низкоуглеродистых конструкционных сталей, обрабатываемых на уровень прочности ств = 1000 - 1400 МПа.

Таким образом, задача разработки и исследования НМС, в которых, при условии их экономного легирования, удастся реализовать эффект дисперсионного упрочнения с обеспечением уровня прочности ав = 1000 -1400 МПа, в настоящее время весьма актуальна. Эффект дисперсионного упрочнения может проявляться двояко: в повышении прочности при отпуске и в повышении отпускоустойчивости.

Исходя из этого целью работы является разработка и исследование дис-персионноупрочняемых экономнолегированных НМС; повышение прочности НМС до-уровня ав = 1000 - 1400 МПа, повышение отпускоустойчивости.

Логическая последовательность экспериментов включала исследование влияния температуры аустенитизации на твердость и размер зерна сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита; изучение закономерностей распада твердого раствора и структурных изменений при отпуске; оценку влияния дисперсионного упрочнения на характеристики прочности, пластичности, ударной вязкости и трещиностойкости; разработку режимов отпуска, позволяющих получить максимальное упрочнение.

В работе представлены результаты исследования сталей с разным типом дисперсионного упрочнения: карбидным, интерметаллидным, выделениями меди.

Впервые установлено, что дисперсионное упрочнение с выделением ни-кельсодержащих интерметаллидов возможно при содержании в стали порядка трех процентов никеля, тогда как ранее считалось, что для этого необходимо не менее 9 - 11 % никеля.

Практическую ценность представляют предложенные в работе составы и рациональные режимы термической обработки, обеспечивающие дисперсионное упрочнение НМС. Рассмотрены три марки стали для конкретных изделий машиностроения. Обосновано легирование этих сталей, позволившее реализовать дисперсионное упрочнение и высокий комплекс их свойств.

Исследования выполнены на кафедре металловедения и термической обработки металлов Пермского государственного технического университета.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1Л. Сравнительный анализ механизмов упрочнения конструкционных сплавов на основе а-железа

Препятствия, которые вводятся в решетку для затруднения движения дислокаций, могут быть подразделены в соответствии с их геометрическими размерами. Важнейшими для а-железа являются: 0-мерные - легирующие атомы замещения и внедрения; 1-мерные - дислокации; 2-мерные - границы зерен, субзерен, двойников, фаз; 3-мерные - частицы второй фазы [1]. Для описания соотношений между плотностью препятствий или расстоянием между ними и приростом предела текучести были получены следующие соотношения: Aai = aGc " (твердорастворное упрочнение) [2]; Aa2=aGbp "(деформационное упрочнение) [3,4]; Aa3 = kd " (упрочнение границами зерен) [5, 6]; А а4= р G b AT1 (дисперсионное упрочнение) [7, 8]; в приведенных формулах: а - безразмерная постоянная, характеризующая удельное упрочняющее действие растворенных атомов; G - модуль сдвига; с -концентрация растворенных атомов; а, р s 0,5; b - вектор Бюргерса; р - плотность дислокаций; к - постоянная, характеризующая удельное упрочняющее действие границ элементов структуры и субструктуры.

На рисунке 1.1 приведены некоторые примеры применения этих соотношений к а-железу и его сплавам [1]. При экстраполяции к высокой плотности препятствий должна достигаться теоретическая прочность.

Однако повышение прочности полезно только тогда, когда оно сочетается с определенным уровнем пластичности. Прочность и пластичность всегда связаны между собой тем, что повышение предела текучести приближает критическое напряжение, при котором может произойти разделение двух атомных плоскостей. Из-за этого пластичность материалов, как правило, снижается с увеличением отношения а / atb где ath - теоретическая прочность материала. о,- , МПа

400

300

200

100 0 р/ а / Мо/

Со

Сг 1 1 1 1

Fel 1 9 С, °Л ау, -МПа 400

0 10 20 30 d , см р «10 " , см

0 10 20 30 d. нм

Рис. 1.1. Упрочнение a-Fe посредством различных механизмов: а - образование твердого раствора замещения; б - увеличение плотности дислокаций (деформационное упрочнение); в - упрочнение границами зерен; г — максимальное упрочнение частицами (расчетные значения).

Таким образом, достижение высокопрочного состояния за счет использования какого-то одного механизма упрочнения не является приемлемым путем. Если даже это удается - то только за счет потери пластичности и повышения склонности металлического сплава к хрупкому разрушению.

В связи с этим, интерес представляет определение тех границ, в которых эффективно действует каждый из вышеупомянутых механизмов упрочнения применительно к сплавам на основе а-железа.

Твердорастворное упрочнение - это упрочнение, возникающее в результате искажений кристаллической решетки матрицы из-за присутствия в ней примесных атомов. Растворение легирующих элементов в железе может происходить по типу замещения и внедрения. Атомы замещения практически не влияют на прочность сплава, так как они изоморфны решетке матрицы и имеют близкий атомный радиус с атомами матрицы (данном случае - железа).

Примесью внедрения, оказывающей наибольший упрочняющий эффект в.сплавах на основе а-железа, несомненно является углерод. В литературе имеется достаточно большое количество данных [1,9, 10, 11], свидетельствующих о том, что с увеличением содержания углерода в закаленной стали до 0,2 % сопротивление пластической деформации быстро возрастает. При увеличении содержания углерода от 0,2 до 0,4 % темп нарастания сопротивления пластической деформации снижается, а при дальнейшем увеличении содержания углерода в закаленной стали упрочнения практически не происходит.

В работе Э. Хорнбогена [1] имеется прямое указание на то, что " при содержании углерода в Fe-C мартенсите более 0,1 % твердорастворное упрочнение преобладает над упрочнением за счет дефектов решетки".

Ю.Я.Мешков в работе [12] получил следующее соотношение между пределом текучести и сопротивлением пластической деформации в пределах одного зерна для сплавов на основе а-железа: а0 = 0,7 <гт

Данное соотношение говорит о том, что вклад внутризеренных механизмов упрочнения в общий уровень прочности не должен быть слишком большим, чтобы не привести к потере вязкости. Поскольку при содержании углерода более 0,1 % твердорастворное упрочнение является доминирующим механизмом упрочнения железоуглеродистого мартенсита, становится ясно, что содержание углерода равное 0,1 - 0,2 % и является той разумной границей, до которой данный механизм действует эффективно, то есть, при значительном повышении уровня прочности (предел прочности и предел текучести возрастают примерно на 500 - 750 МПа), пластичность и сопротивление хрупкому разрушению остаются на достаточно высоком уровне.

Зернограничное упрочнениеэто упрочнение границами зерен и элементов субструктуры, которые являются препятствиями на пути движения дислокаций.

Известно, что при уменьшении размеров элементов микроструктуры сопротивление пластической деформации увеличивается в соответствии с зависимостью Холла-Петча:

Стт^сго+Kyd 1/2, где: стх - предел текучести, а0 - напряжение, необходимое для поддержания скольжения внутри зерна (напряжение трения), Ку - постоянная, зависящая от типа и состояния границ, d - средний размер элемента структуры, в j /2 пределах которого происходит скольжение, Ку d - напряжение, необходимое для эстафетной передачи скольжения от одного элемента структуры к другому.

С другой стороны, в литературе имеются данные [13] , что напряжение хрупкого разрушения, сткр, также увеличивается при уменьшении размеров зерна: сткр— к-1 (3 у G (Г112, где: Р - коэффициент, связанный с типом напряженного состояния, у - эффективная энергия образования поверхности разрушения, G - модуль сдвига, d - средний размер зерна, k = ado 1~'/2 (c7d напряжение, необходимое для отрыва дислокаций от атмосфер, 1 - расстояние между источниками дислокаций).

В своих работах [12, 14], Ю.Я.Мешков приводит зависимости сопротивления микросколу, RMC, от размеров элементов структуры:

R ис= Кр d "1/2, где:

Кр - константа, зависящая от типа субмикротрещины, d - размер элемента структуры, в котором возникает субмикротрещина. В тех случаях, когда субмикротрещина возникает у границы ферритного зерна, перлитной коло

3 П нии, мартенситного или бейнитного пакета, Кр = 18 кГ мм " или Кр s 6 МПа м~1/2.

Таким образом, измельчение элементов микроструктуры, одновременно с повышением уровня прочности, приводит к снижению склонности металлов к хрупкому разрушению.

Однако изменение балла зерна от 2 до 8, легко достигаемое при обычных скоростях нагрева, приводит к сравнительно небольшому росту значений предела прочности и предела текучести [15, 16]. Для получения более существенного повышения прочности стали требуется измельчение аустенитного зерна до 14-15 балла (диаметр зерна 1-3 мкм); для этого необходимо получение однородной и дисперсной исходной структуры, например, с помощью закалки, нагрев со скоростью 100 — 1000 °С/с при ограничении температуры и времени аустенитизации. Очень малые размеры зерна аустенита и, следовательно, кристаллов мартенсита, в некоторых случаях получают многократным повторением этой обработки (термоциклическая обработка) [17]. Если при обычной термической обработке конструкционных сталей при достижении 8 балла зерна аустенита размер мар-тенситных пакетов составляет 7 - 15 мкм, то при специальной термоциклической обработке получается зерно 15 балла, а размер мартенситных пакетов уменьшается до 0,5 - 2 мкм [18].

Таким образом, в случае зернограничного упрочнения, сложность заключается не в отыскании границы, до которой данный механизм действует эффективно, а в реализации термообработки, приводящей к формированию сверхмелкого зерна.

Деформационное упрочнение. Деформационным или дислокационным называют упрочнение в результате повышения плотности дислокаций, например, при закалке, холодной пластической деформации и так далее.

Одним из способов получения высокой плотности дислокаций в материале является холодная пластическая деформация (ХПД). При увеличении степени холодной пластической деформации до 25 - 30 % прочность низкоуглеродистых сплавов на основе а-железа существенно возрастает, а затем стабилизируется, приближаясь к насыщению [19]. Параллельно с повышением прочности снижается уровень характеристик пластичности, ударной вязкости, вязкости разрушения; критическая температура хрупкости при этом возрастает.

В то же время, в литературе имеются данные, что увеличение степени холодной пластической деформации до 20 - 25 % благоприятно сказывается на уровне предела выносливости низкоуглеродистой ферритно-перлитной стали [20]. Кроме того, ХПД повышает пороговый коэффициент интенсивности напряжений, д Kth, а также увеличивает сопротивление росту усталостной трещины на Парисовском участке диаграммы циклической трещиностойкости [20,21].

Необходимо также отметить, что сопротивление микросколу, RMC, армко-железа и низкоуглеродистых сталей с феррито-перлитной структурой экстремально зависит от степени ХПД, причем максимальный уровень RMC зафиксирован при степени ХПД е = 30 - 50 % [14].

Таким образом, деформационное упрочнение при ХПД также может оказаться полезным для повышения прочности низкоуглеродистых сплавов на основе железа, особенно в тех случаях, когда речь идет о повышении сопротивления усталости и циклической трещиностойкости. Судя по литературным данным, степень ХПД, благотворно влияющая на свойства низкоуглеродистых сталей, находится на уровне 20 - 25 %.

Дисперсионное упрочнение. Дисперсионное упрочнение - повышение прочности сплава вследствие образования в нем дисперсных упрочняющих фаз при распаде пересыщенного твердого раствора [1]. Различают упрочнение когерентными и некогерентными частицами.

Механизмы дисперсионного упрочнения можно подразделить на основные и косвенные. Все основные механизмы базируются на том, что дисперсные частицы являются препятствиями на пути движения дислокаций, вследствие чего повышается предел текучести материала. Косвенные механизмы упрочнения связаны с влиянием дисперсных частиц и собственно распада пересыщенного твердого раствора на характер субструктуры [1,7].

К основным упрочняющим фазам относятся карбиды, нитриды, карбо-нитриды, интерметалл иды.

Дисперсионное упрочнение когерентными выделениями описывается моделью Мотта-Набарра [18]. Когерентные выделения создают вокруг себя поле упругих напряжений. Дислокации, при своем скольжении, перерезают когерентные выделения. Получаемый при этом прирост прочности: т = 2 GM f Ен, где:

GM - модуль сдвига матрицы, f- объемная доля когерентных частиц, Ен- параметр несоответствия кристаллических решеток матрицы и выделений [17].

Дисперсионное упрочнение некогерентными выделениями описывается механизмом Орована [7]. Механизм предложен для случая, когда расстояние между частицами значительно превышает их радиус. Модель применима в случаях, когда в матрице находятся более жесткие частицы (G4 > GM).

Согласно модели Орована дислокация удерживается некогерентными выделениями до тех пор, пока прилагаемое напряжение не станет достаточным для того, чтобы линия дислокации изогнулась и прошла между частицами, оставив вокруг них дислокационную петлю. Получаемый прирост прочности:

Лг = *Ь«Ф1п-4, где:

Я, - расстояние между частицами, ср - коэффициент, учитывающий тип дислокации [7, 18].

Оптимальные размеры частиц упрочняющей фазы, при которых упрочнение максимально, очевидно определяются их химсоставом и характером выделения (когерентные, некогерентные). Так в сплавах железа, легированных медью, наибольшее упрочнение дают обогащенные медью кластеры размером около 12,5 нм [1]. Частицы большего размера могут сами служить источниками дислокаций, и тогда они определяют поведение сплава при упрочнении, а также слабую зависимость предела текучести от размера зерна.

Микролегированные конструкционные стали содержат немного больше эквивалентного количества Ti, V, Hf или Nb с суммарным содержанием леги-рующех элементов ~ 1 %. В этих сталях выделения TiC весьма мелкодисперсны. Их упрочняющее действие выше, чем обогащенных медью кластеров. Поэтому достаточно уже очень малой объемной доли (f « 0,001), чтобы вызвать заметное упрочнение [1].

Электронномикроскопичские исследования мартенситностареющих сталей показывают, что после термической обработки на максимальную прочность в структуре сталей наблюдаются два типа выделений: игольчатые и чече-вицеобразные. Игольчатые выделения имеют d « 5 нм (50 А), 1 « 20 нм (200 ангстрем), среднее расстояние между ними 10 - 20 нм (100 - 200 А). Эти выделения, вероятнее всего, имеют структуру Ni3Ti [22]. И чечевицеобразные выделения (Fe2Mo, Ni3Mo) с диаметром ~ 15 -20нм(150 - 200 А) и толщиной около 5 - 10 нм (50 - 100 А), среднее расстояние между ними 30 - 50 нм (300 -500 А) [22].

В соответствии с представлениями современной дислокационной теории [23] радиус частиц, до которого сохраняется когерентность выделившейся фазы с матрицей, не должен превышать величины:

4Ts где: G ys - поверхностная энергия на границе раздела фаз; G - модуль сдвига; s - параметр несоответствия периодов решеток матрицы и фаз выделения.

Из формулы видно, что для увеличения размеров частиц, до которых не наблюдается перестаривания в сплавах, необходимо легировать их элементами, уменьшающими различия в параметрах решеток матрицы и выделяющейся фазы.

Заключение диссертации по теме «Материаловедение (по отраслям)», Некрасова, Татьяна Витальевна

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Показана принципиальная возможность дисперсионного упрочнения экономнолегированного низкоуглеродистого мартенсита. За счет реализации дисперсионного упрочнения прочность НМС повышена до уровня ав = 1200 - 1350 МПа. Определен тип фаз, ответственных за упрочнение НМС разных систем легирования.

2. Сформулированы основные принципы легирования трех групп низкоуглеродистых мартенситных сталей для реализации в них эффекта дисперсионного упрочнения.

3. Изучена кинетика распада твердого раствора при отпуске и влияние легирующих элементов на эффективность и кинетику дисперсионного упрочнения. Установлено, что в НМС с карбидным дисперсионным упрочнением для повышения отпускоустойчивости до температур 450 -500 °С эффективно легирование ванадием в количестве 0,1 - 0,15 %. Более высокое содержание ванадия (0,5 - 0,9 %) дополнительно повышает прочность при отпуске на 180 - 200 МПа, но при этом наблюдается снижение ударной вязкости.

4. Дисперсионное упрочнение при легировании медью в количестве около 1 % обеспечивает прирост прочности 80 - 100 МПа. Механические свойства стали 12ХЗГНМЮД после отпуска на максимальную прочность: ав = 1250 - 1260 МПа, ст0,2 = 1 100 -1120 МПа, 8 = 18 - 20 %, у = 62 - 64 %, KCU = 0,6 - 0,7 МДж/м2. Упрочнение при отпуске достигается в результате образования в-фазы меди, максимум прочности соответствует стадии предвыделения. Медь в количестве 1 % не снижает уровень ударной вязкости по сравнению с базовой сталью без меди.

5. Показана возможность дисперсионного упрочнения экономнолегированного низкоуглеродистого мартенсита интерметаллидами типа (Fe, Ni)(Mo, Nb) при содержании никеля около

157

3 %. На стали 10НЗМЗБ при отпуске получен прирост прочности 200 - 250 МПа. В результате отпуска горячекатаной стали по режимам 500 °С, 28 ч или 550 °С, 4 ч сталь имеет следующий комплекс свойств: ав = 1320 -1340 МПа, <Зо.2= 1Ю0 - 1150 МПа, 5 = 19 - 20 %, 1|/ = 62 - 63 %, KCU = 1,09-1,13 МДж/м2, КСТ = 0,26 - 0,28 МДж/м2.

6. Проведенные исследования показали, что дисперсионноупрочняемые низкоуглеродистые мартенситные стали, благодаря низкому содержанию углерода и высокой устойчивости переохлажденного аустенита, обладают следующими технологическими особенностями: возможностю закалки при охлаждении на воздухе, возможностью обеспечения дополнительного упрочнения в результате низкотемпературной операции отпуска, низкой склонностью к деформации при упрочнении, отсутствием ограничения времени между закалкой и отпуском.

7. Обосновано легирование трех марок стали для разных изделий машиностроения: стали 16ХЗГНМ для направляющих роликов вторичного охлаждения УНРС, стали 20X3ГФАБ для водоохлаждаемых дорнов, стали 25ХН4МДФБ для труб высокого давления. Технологический процесс термической обработки в цикле изготовления деталей освоен на ОАО "Мотовилихинские заводы".

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Некрасова, Татьяна Витальевна, 2001 год

1. Гляйтер X., Хорнбоген Е. Упрочнение при образовании твердых растворов и дисперсионном твердении // Статическая прочность и механика разрушения сталей: Сб. науч. трудов. Пер. с нем./ Под "ред. Даля В., Антона В. М.: Металлургия, 1986. - 566 с.

2. Fleischer R.L.// Acta Met., 1962, v. 10, p. 835.

3. Peckner D. Strengthening Mechanisms in metals. London, Reinhold Publ. Corp.; 1964.

4. Дж. Уошборн Деформационное упрочнение // Механизмы упрочнения твердых тел: Сб. науч. трудов. Пер. с англ./ Под ред. Бернштейна M.JI. -М.: Металлургия, 1965. 368 с.

5. Petch N. J.J. Iron and Steel Inst., 1953, v. 174, p. 25.

6. Екобори Т. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел./ Пер. с англ. М.: Металлургия, 1971. - 264 с.

7. Физика прочности и пластичности.: Сборник. / Пер с англ. М.: Металлургия, 1972. - 304 с.

8. Orowan Е. In Simposium on Internal Stress in Metals and Alloys. - London: The Institute of Metals, 1948, p. 451.

9. Paxton H.W., Churchmen A.T. //Acta Met., 1953, v. 1, p. 473.

10. Holden A.N., Kunz F.W. // Acta Met., 1953, v. l,p. 495.

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

12. Мешков Ю.Я., Пахаренко Г.А. Структура металла и прочность стальных изделий. Киев: Наукова думка, 1985 - 268 с.

13. Котрелл А.Х. В кн.: Атомный механизм разрушения. - М.: Металлургия, 1963.-С. 30-39.

14. Н.Мешков Ю.Я. Физические основы разрушения стальных конструкций. -Киев: Наукова думка, 1981. 238 с.

15. Садовский В.Д., Чупракова Н.П. Труды Института металлофизики УФ АН. // Сб. № 6. Свердловск, УФАН АН СССР, 1945. - С. 55 - 59.

16. Пашков П.О., Брагухина В.А. Металловедение. // Сб. № 2. - JL: Судпром-гиз, 1957.-С. 158- 174.

17. Cohen М. //Trans. Iron and Steel Inst. Japan," 1971, Suppl. 2, v. 11, p. 13-23.

18. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986 - 312 с.

19. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть 2: Деформация: Уч. для вузов. -М.-МИСИС, 1997.-537 с.

20. Георгиев М.Н., Симонов Ю.Н. Влияние предварительной пластической деформации на трещиностойкость малоуглеродистой стали. // Изв. АН СССР. Металлы, 1988.-№ 1. С. 103 - 106.

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

22. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситностареющие стали. М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

23. Фридель Ж. Дислокации. М.: Мир, 1967. - 643 с.

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

25. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов: Уч. для вузов. 4-е изд., перераб. и доп. -М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

26. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали: Учебное пособие. Екатеринбург: УрО РАН, 1999. - 496 с.

27. Krauss G., Marder A.R. // Met. Trans., 1971, v. 2, № 9, p. 2343 2357.

28. Apple C.A., Caron R.N. and Krauss G. // Met. Trans, 1974, v. 5, № 3, p. 593 599.

29. Sarma D.S., Whiteman J.A., Woodhead J. // Metal Sci J., 1976, v. 10, № 11, p. 391 395.

30. Chilton J.M., Barton C.J., Speich G.R. // J. Iron and Steel Inst., 1970, v. 208, №2, p. 184 193.

31. Marder A.R., Krauss G. // In: Proceeding of the 12th International Conference on Strenght of Metals and Alloys. California, 1970, p. 86 - 91.

32. Гуляев А.П. Металловедение.: Уч. для вузов. изд.5. - М.:Металлургия, 1972. - 160 с.

33. Счастливцев В.М., Копцева Н.В., Артемова Т.В. Электронномикроскопиче-ское исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа.//ФММ, 1976.-т. 41, вып. 6.-С. 1251 1260.

34. Георгиев М.Н., Клейнер JI.M., Пиликина Л.Д., Симонов Ю.Н. Трегцино-стойкость малоуглеродистой мартенситной стали. // ФХММ, 1987. № 2. -С. 79- 84.

35. Грабский М.В. Структура границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1972. - 160 с.

36. Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите//ФММ, 1968.-т. 26, вып. 1.-С. 147 156.

37. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. - 176 с.

38. Георгиев М.Н., Межова Н.Я., Минаев В.Н., Симонов Ю.Н. Структурные аспекты циклической трещиностойкости закаленных и отпущенных сталей. // ФХММ, 1985.-№5.-с. 48 53.

39. Симонов Ю.Н. Повышение трещиностойкости конструкционных сталей с мартенситной структурой.: Дис. на соискание ученой степени канд. техн. на-ук:05.16.01.- Защищена 05.12.88. Пермь, 1988.-261 с.

40. Бирман С.Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали. М.: Металлургия, 1974.-208с.

41. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Энтин Р.И. Свойства низкоуглеродистого легированного мартенсита. // ФММ, 1972. т.ЗЗ, № 4. - С. 824 - 830.

42. Энтин Р.И., Клейнер Л.М., Коган Л.И., Пиликина Л.Д. Низкоуглеродистые мартенситные стали. // Известия АН СССР. Металлы, 1979. № 3. - С. 114-120.

43. Клейнер Л.М., Пиликина Л.Д., Толчина И.В. Теоретические основы, разработка и внедрение низкоуглеродистых мартенситных сталей. // Современные достижения в области металловедения и термообработки: Сб. науч. работ. -Пермь, ППИ, 1985. С. 18 - 24.г

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

45. Коган Л.И., Энтин Р.И. // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. науч. работ,- М. Металлургиздат, 1951. № 2 - 204 с.

46. Энтин Р.И. // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургиздат, 1952. - № 3. - 105 с.

47. Коган Л.И., Клейнер Л.М., Энтин Р.И. Особенности превращения аустенита в малоуглеродистых легированных сталях. // ФММ, 1976. т. 41, № 1,1. С. 118 124.

48. Энтин Р.И., Коган Л.И., Одесский П.Д., Клейнер Л.М., Толмачева Н.В. Прочностные свойства низкоуглеродистой мартенситной стали 07X3ГНМ. // Известия АН СССР. Металлы, 1982. № 4. - С. 86 - 90.

49. Мельников Н.П., Гладштейн Л.И., Горицкий В.М. и др. Низкоуглеродистая мартенситная хромоникельмолибденовая сталь.,// Известия АН СССР, 1983. -№2.-С. 112- 119.

50. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Пиликина Л.Д., Энтин Р.И. Авт.свид. № 301370; Бюлл. изобр., 1971, № 14.

51. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Пиликина Л.Д., Энтин Р.И. Авт. свид. № 299561 //Бюлл. изобр., 1971. -№ 12.

52. Hornbogen Е. // Z. Metallkunde, 1965, Bd56, №3, S.133 154.

53. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. О механизме выделения карбида ванадия при отпуске мартенсита. // ФММ, 1968. т. 26, вып. 6. - С. 1027 - 1033.

54. Фарбер В.М., Бронфин Б.М., Попов А.А., Анисимова Л.И. Кинетика распада пересыщенного твердого раствора в аустенитных сталях. // ФММ, 1975. -т. 40, вып.2. С. 372 - 378.

55. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М., Попов А.А., Бронфин Б.М. О дисперсионном упрочнении ванадийсодержащей аустенитной стали. // ФММ, 1976. -т. 41, вып. 1.-С. 165- 172.

56. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение./ Пер.с англ. М.: Металлургия, 1966. - 300 с.

57. Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. В кн.: Взаимодействие дефектов и свойства металлов. - Тула, ТПИ, 1976. - С. 128 - 132.

58. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

59. Кокс Ю.Ф. В кн.: Физика прочности и пластичности. - М.: Металлургия, 1972.-С. 117-132.

60. Silcock J.M. // JISI, 1973, v. 211, р. И, 792 800.

61. Borland D.W., Segall R.L. // Microstruct. and Design Alloy Proc., 3-rd Inst. Conf. Strength Metals and Alloys. Cambridge, 1973, v. 1, p. 26 - 30.

62. Singal L.K., Martin J.W. // Acta met., 1968, v. 16, № 9, p. 1159 1165.

63. Baynor D., Silcock J.M.//Met. Sci J., 1970, v. 4, p. 121 128.

64. Nicholson R.B. Proc. Conf. Effect Second-Phase Particles Mech. Properties Steel. London, 1971, p. 1 - 8, 60 - 67.

65. Бокштейн З.С. Структура и механические свойства легированной стали. -М.: Металлургиздат, 1954 278 с.

66. Ланская К.А. Жаропрочные стали. -М.: Металлургия, 1969. 245 с.

67. Рыбин В.В., Малыжевский В.А., Олейник В.Н. и др. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых легированных сталей. //ФММ, 1976.-т. 41, №4. -с. 796-804.

68. Попов В.В., Гольдштейн М.И. Растворение карбидов и нитридов при аусте-низации сталей. // МиТОМ, 1991. № 7 - С. 5 - 6.

69. Сандемирский М.И. Устойчивость против разупрочнения при отпуске сталей перлитного и мартенситного классов. // МиТОМ, 1980 № 81. С. 41-44.

70. Darbyshire J.M., Barford J. // Acta met., 1967, v. 15, № 4, p. 671 672.

71. Рахштадт А.Г. , Ланская К.А., Горячев B.B. Исследование процессов растворения и выделения карбидной фазы в среднеуглеродистых сталях. // МиТОМ, 1981.-№2.-С. 21 -25.

72. Рахштадт А.Г., Ланская К.А., Сулейманов Н.М., Каткова Л.В. Влияние термической обработки на условия образования и стабильность карбидов ванадия в ванадиевых сталях. // МиТОМ, 1975. -№ 6. С. 23 - 27.

73. Берикашвили Т.И., Коган Л.И., Орлов Л.Г., Энтин Р.И. Влияние меди на структуру и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей. // Изв. вузов. Черная металлургия. 1980. - №1. - С. 104 - 108.

74. Берикашвили Т.И., Орлов Л.Г. Выделения s-фазы из мартенсита медистой стали. // ФММ, 1979. т. 47, вып. 5. - С. 1117 - 1119.

75. Еднерал А.В. и др. // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. науч. работ. М.: Металлургия, 1972. - № 1. - С. 123.

76. Берикашвили Т.И., Орлов Л.Г. Старение низкоуглеродистой стали с медью и сплава железо-медь. // ФММ, 1978. т. 46, вып. 5. - С. 1092 - 1095.

77. Берикашвили Т.И., Орлов Л.Г. Выделение s-фазы в медистых сталях и сплаве Fe-Cu. // Тезисы докладов 3-го Всесоюзного совещания по старению сплавов. Свердловск, 1979.

78. Сандомирский М.М. Влияние меди на механические свойства сталей различных классов. // ФММ, 1978. № 5. - С. 64 - 65.

79. Hydrean Р.Р., Gullotti D.V., Kitchin A.L. // Metals Eng. Guart., 1968, № 11, p. 43-51.

80. Birn T. // Met. Trans., 1965, v. 21, p. 18 20.

81. Малинов J1.C., Коротич И.К., Фирсова А.Г. Влияние термической обработки на структуру и свойства экономнолегированных мартенситностареющих сталей. // МиТОМ, 1981. № 4. - С. 25 - 28.

82. Фарбер В.М., Круглов А.А., Потемкина Т.Г. и др. Влияние молибдена на структуру и прочность сталей с карбидно-интерметаллидным упрочнением. // МиТОМ, 1991. № 9. - С. 7 - 11.

83. Терещенко Н.А., Пушин В.Г., Сагарадзе В.В. и др. Влияние структурных изменений и стабильности аустенита на механические свойства сталей с карбидно-интерметаллидным упрочнением. // ФММ, 1987. т . 65, вып. 2. -С. 306 - 312.

84. Пушин В.Г., Терещенко Н.А., Романова P.P. и др. Электронно-микроскопическое исследование аустенитных стареющих сталей на Fe-Ni-Мп основе с карбидно-интерметаллидным упрочнением. // ФММ, 1984.т. 57, вып. 2.-С. 319-328.

85. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали: Уч. для вузов. М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

86. Георгиев М.Н., Кудин В.Г. Критическая температура хрупкости в связи с условиями эксплуатационного разрушения // Заводская лаборатория, 1982. -№6.-С. 69-71.

87. Утевский Л.М., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. - 222 с.88.0хрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. Брайента К.Л., Бенерджи С.К. М.: Металлургия, 1988. - 552 с.

88. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Шур Д.М., Чернобаева А.А. Прогнозирование склонности Сг Ni - Mo стали к отпускной хрупкости // ФММ. 1993. -Т. 76, вып. 5.-С. 163 - 170.

89. Ковалев А.И., Мишина В.П. Сегрегирование малых примесей в альфа-железе и интеркристаллитная хрупкость // В сб.: Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф. Ижевск, 1984.-С. 11-12.

90. Гевргиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М.: Металлургия, 1973.-224 с.

91. Установщиков Ю.И. Роль легирующих элементов, примесей и углерода в отпускном охрупчивании сталей // В сб.: Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф. Ижевск, 1984. -С. 3 - 7.

92. Золотаревский B.C. Механические свойства металлов: Уч. для вузов, 2-е изд. М.: Металлургия, 1983. - 352 с.

93. Морозов A.M., Николаев В.А., Паршин A.M., Рыбин В.В. Охрупчивание при отпуске хромомолибденванадиевой стали // МиТОМ, 1977. № 6.1. С. 38 -42.

94. Кораблев В.А., Установщиков Ю.И., Хацкелевич И.Г. Охрупчивание хромистых сталей при образовании специальных карбидов // МиТОМ, 1975. -№1.-С. 16.

95. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. Атомное строение металлов и сплавов: Уч. для вузов. М.: Атомиздат, 1978. - 352 с.

96. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов: Уч. для вузов. М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

97. Клейнер Л.М. Прогрессивные процессы изготовления термоупрочненных полуфабрикатов при обработке сталей давлением // Прогрессивные технологические процессы в обработке металлов давлением: Сб. науч. работ Магнитогорск, 1997. - С. 195 - 200.

98. Клейнер Л.М., Дружинин Ю.В., Толчина И.В. и др. Производство высокопрочного листа из малоуглеродистых мартенситных сталей // Сталь, 1995. -№5.-С. 72- 73.166

99. Клейнер Л.М., Толчина И.В., Сюзева Е.Б., Алешин В.А. Анализ технологии и свойства высокопрочных насосно-компрессорных труб // Сталь, 1996. -№ 9. С. 63-65.

100. Клейнер Л.М., Толчина И.В. Новые технологии и материалы в производстве нефтепромыслового оборудования // Нефтяное хозяйство, 1998. № 4. -С. 70-71.

101. Клейнер Л.М., Митрохович Н.Н., Новоселова Л.М., Силина О.В., Толчина И.В., Черемных Н.В., Югай С.С. Азотирование деталей, работающих на износ при высоких контактных нагрузках // Вестник машиностроения, 1999. -№5. -С. 32-34.

102. Патент США № 3713905, класс 148 36, опубликовано в 1968 г.

103. Марочник сталей и сплавов / Сорокин В.Г., Волосникова А.В.,

104. Вяткин С.А. и др.; Под общ. ред. Сорокина В.Г. М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.