Формирование структуры и свойств закаленных конструкционных низкоуглеродистых сталей при холодной радиальной ковке и последующем термическом воздействии тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Балахнин Александр Николаевич

• Балахнин Александр Николаевич
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Балахнин Александр Николаевич

Введение

Глава 1. Формирование структуры и пути повышения свойств низкоуглеродистых конструкционных сталей: аналитический обзор состояния проблемы, постановка цели и задач исследования

1.1 Современные представления о мартенситном превращении и структуре пакетного мартенсита в низкоуглеродистых сталях

1.2 Особенности процессов пластической деформации пакетного мартенсита

1.3 Самоорганизация структуры материала при его холодной пластической деформации

1.4 Методы пластической деформации

1.5 Процессы рекристаллизации в наклепанных конструкционных низкоуглеродистых сталях

1.6 Диспергирование структуры конструкционных низкоуглеродистых сталей. Рекристаллизационный отжиг и термоциклическая обработка

1.6.1 Рекристаллизационный отжиг конструкционных низкоуглеродистых сталей

1.6.2 Термоциклическая обработка низкоуглеродистых сталей

1.7 Системно-легированные низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС)

1.7.1 Принципы сбалансированного легирования

1.7.2 Уровень механических свойств и перспективы развития системно-легированных НМС

1.8 Постановка цели и задач

Глава 2. Материалы и методика исследования

2.1 Материалы эксперимента

2.2 Методики обработки исследуемых материалов

2.2.1 Методика холодной пластической деформации методом радиальной ковки

2.2.2 Методика термической обработки

2.2.3 Методика термоциклической (интенсивной термической) обработки

2.3 Методики исследований

2.3.1 Методика металлографических исследований

2.3.2 Методика оценки склонности стали к собирательному росту зерна аустенита

2.3.3 Методика электронно-микроскопических исследований

2.3.4 Методика дюрометрических исследований

2.3.5 Методика микродюрометрических исследований

2.3.6 Методика дилатометрических исследований

2.3.7 Методика проведения рентгеноструктурного анализа

2.3.8 Методика определения характеристик механических свойств при одноосном растяжении

2.3.9 Методика испытаний на ударный изгиб

2.3.10 Методика электронно-фрактографических исследований

Глава 3. Исследование эволюции структуры и свойств сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ при холодной пластической деформации методом радиальной ковки

3.1 Исследование исходного состояния сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ

3.2 Изучение эволюции структуры сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ при различных режимах холодной пластической деформации методом радиальной ковки

3.3 Исследование механических свойств сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ после холодной пластической деформации методом радиальной ковки

3.3.1 Анализ однородности распределения микротвердости по сечению холоднокованых прутков сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ

3.3.2 Изучение механических свойств образцов сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ после холодной радиальной ковки

3.4 Выводы по главе

Глава 4. Диспергирование структуры сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ методом деформационно-термической обработки

4.1 Выбор режима деформационно-термической обработки исследуемых сталей

4.2 Эволюция структуры холоднодеформированных сталей 10Х3Г3МФ и

10Х3Г3МФТ после рекристаллизационных отжигов при температурах 350 - 600 °С

4.3 Изменение плотности дислокаций и твердости сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ после деформационно-термической обработки

4.4 Исследование механических свойств сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ после деформационно-термической обработки по различным режимам

4.4.1 Изучение однородности распределения микротвердости по сечению прутков сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ после различных режимов деформационно-термической обработки

4.4.2 Результаты оценки механических свойств сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ, подвергнутых деформационно-термической обработке

4.5 Выводы по главе

Глава 5. Эволюция структуры и свойств стали 10Х3Г3МФТ после различных режимов деформационно-термоциклической обработки

5.1 Исследование процессов роста зерна аустенита сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ

5.2 Исследование эволюции структуры холоднокованой стали 10Х3Г3МФТ при различных режимах термоциклической обработки

5.3 Изучение влияния количества циклов термоциклической обработки на положение критических точек стали 10Х3Г3МФТ

5.4 Исследование механических свойств холоднодеформированной стали 10Х3Г3МФТ после интенсивной термической обработки

5.4.1 Влияние режима интенсивной термической обработки на распределение микротвердости по сечению прутков стали 10Х3Г3МФТ

5.4.2 Эволюция механических свойств холоднокованой стали 10Х3Г3МФТ при интенсивной термической обработке

5.5 Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Список сокращений и условных обозначений

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

Приложение А_Акт промышленного опробования разработанной технологии на базе

ОАО "ПНИТИ"

Приложение Б_Акт об использовании результатов диссертационной работы в учебном процессе ФГОУ ВПО Пермского национального исследовательского политехнического университета

Введение

Актуальной задачей материаловедения является повышение уровня прочности и надежности используемых материалов в условиях увеличивающегося спроса на конструкционные материалы с высокой удельной прочностью и надежностью, особенно в области изготовления тяжело нагруженных и высокоответственных деталей.

Из всех известных механизмов упрочнения металлов и сплавов, только лишь зерногранично-субструктурный механизм, заключающийся в диспергировании структуры материала, позволяет одновременно повысить как уровень прочности, так и уровень сопротивления хрупкому разрушению [1].

Наиболее высокий уровень характеристик механических свойств конструкционных сталей при изготовлении ответственных изделий и конструкций можно достигнуть в случае получения структурного состояния с высокой плотностью таких дефектов кристаллического строения, как дислокации, границы зерен и субзерен, но при этом также необходимо получить еще и минимально возможный масштаб структурной неоднородности по размеру и форме структурных составляющих. Чем более неравновесное состояние при обработке механическим и (или) термическим воздействием конструкционной стали для изготовления ответственных изделий будет реализовано, тем более широкий спектр механизмов их последующей релаксации при приближении к равновесию будет доступен для реализации - это даст больше возможностей управлять процессом структурообразования в таких материалах. Такие состояния достигаются в процессе механического воздействия, термического воздействия или при совмещении этих операций. Таким образом, большинство методов получения высокопрочного состояния или повышения плотности дефектов кристаллического строения в современных материалах основаны на реализации в них ряда неравновесных состояний [2] - аморфное состояние, высокий уровень напряжений первого, второго или третьего рода, которые образуются при пластическом, фазовом или термическом наклепе.

Перспективными и активно развивающимися направлениями получения материалов с ультрамелкозернистой или нанокристаллической структурой

являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [3]: интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением, равноканальное угловое прессование, винтовая экструзия, всесторонняя ротационная ковка и др. Методы ИПД, еще недавно рассматривающиеся лишь как лабораторные и опытные разработки [4], в настоящее время находят достаточно широкое опытно-промышленное применение в заготовительном производстве машиностроительных и металлургических предприятий [5]. Однако существующие методы ИПД обладают рядом конструктивно-технологических недостатков, ограничивающих возможности их широкого применения, прежде всего - высокая стоимость, малые размеры получаемых образцов, нестабильность структуры при нагреве [4-6]. Таким образом, существует потребность как в совершенствовании схем и оснастки ИПД, так и в развитии традиционных технологий обработки металлов давлением с целью приближения их результатов к методам ИПД.

Холодная пластическая деформация (ХПД) конструкционных сталей вызывает увеличение плотности дислокаций и образование дополнительных субграниц при эволюции и самоорганизации дислокационной подсистемы, что увеличивает степень неравновесности исходного состояния. Холодную пластическую деформацию конструкционных сталей с большими степенями деформации необходимо проводить методом, обеспечивающим мягкую схему нагружения и деформирования, что позволит получить высокие степени деформации без разрушения. В этом направлении перспективным способом реализации холодной пластической деформации является метод радиальной ковки, существенным достоинством которого является возможность получения заготовок в промышленном, а не в лабораторном масштабе. Особенностью этого способа деформации является приложение усилия одновременно несколькими радиально перемещающимися бойками, при котором реализуется мягкая схема нагружения - схема неравномерного всестороннего сжатия [7]. Примененная схема холодной пластической деформации позволяет реализовать высокую степень наклепа без образования трещин в деформируемой заготовке, а локализация очага деформации в сочетании с поворотом заготовки приводит к

циклическому формоизменению цилиндрической заготовки из конструкционной стали.

Другим способом создания неравновесного состояния в сталях является термическая обработка, в частности - закалка на структуру мартенсита. При мартенситном превращении во время закалки стали образуется высокая плотность дислокаций и формируется большое количество границ и субграниц. Следует отметить, что из мартенситных структур наиболее высоким сочетанием характеристик прочности и надежности обладает структура пакетного мартенсита [8]. Пакетный мартенсит образуется при закалке низкоуглеродистых конструкционных сталей, что делает эту группу материалов перспективными для изготовления высоконадежных и высокоответственных изделий и конструкций.

Однако существуют механизмы уменьшения уровня неравновесности состояния, то есть механизмы, приближающие к равновесию. Одним из таких механизмов является диффузия, контролирующая процессы первичной, собирательной и вторичной рекристаллизации [9], процессы окисления и обезуглероживания при повышенных температурах, развитие выделения избыточного феррита, образования перлита и бейнита при превращении переохлажденного аустенита, а также распад мартенсита при отпуске. В многокомпонентных сталях диффузионные процессы вызывают не только снижение плотности дефектов кристаллического строения, что, соответственно, приводит не только к уменьшению прочности, но и увеличивают масштаб химической неоднородности стали, то есть расслоение стали по углероду и легирующим элементам в двухфазных температурных областях при нагреве [10]. Перспективным представляется использование системно-легированных низкоуглеродистых мартенситных сталей [11; 12], сбалансированная система легирования которых обеспечивает не только высокий уровень свойств и технологичности, но и более эффективное, по сравнению с прочими сталями, сдерживание диффузионных процессов.

Таким образом, для получения структурного состояния, обладающего одновременно высоким уровнем прочности и надежности, в материале высокоответственных конструкций и деталей необходимо для их изготовления применять конструкционные системно-легированные низкоуглеродистые стали и

подвергать их закалке на структуру пакетного мартенсита. Далее в закаленном состоянии конструкционные низкоуглеродистые системно-легированные стали нужно подвергать холодной пластической деформации методом радиальной ковки с большими степенями деформации для дальнейшего увеличения количества дефектов кристаллического строения, что позволит при последующей термической обработке в результате последовательности процессов структурообразования получить наноструктурное или ультрамелкозернистое состояние с высоким комплексом механических свойств.

Для эффективной разработки промышленных технологий повышения уровня конструкционной прочности и надежности необходимо изучить закономерности формирования структуры и свойств закаленных конструкционных системно-легированных низкоуглеродистых сталей при холодной радиальной ковке и последующем термическом воздействии.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры "Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов" ПНИПУ в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ: федеральная целевая программа "Научные и научно-педагогические кадры инновационной России" на 2009 - 2013 годы по теме "Разработка технологии получения высокопрочных наноструктурных конструкционных

низкоуглеродистых сталей с износостойкими наноструктурированными покрытиями" (согл. № 14.B37.21.1638); государственное задание по теме "Исследование процессов формирования ультрамелкозернистого и нанозернистого состояния в сплавах на основе железа различных систем легирования в условиях термического и механо-термического воздействия" (номер госрегистрации 01201164046); государственное задание по теме "Наноструктурирование системно-легированных сплавов железа в условиях скоростного циклического термического воздействия" (номер госрегистрации 01200850515).

Научная новизна:

1. Установлено, что после холодной пластической деформации со степенью 60%, реализованной методом радиальной ковки, в прутках из конструкционных низкоуглеродистых сталей с исходной структурой пакетного мартенсита

наблюдаются признаки протекания холодной динамической рекристаллизации, что позволяет сделать вывод о реализации в локальных объемах материала интенсивной пластической (мегапластической) деформации при данном режиме обработки.

2. Расширено представление о тормозящем влиянии титана на процессы рекристаллизации в низкоуглеродистых сталях: установлено, что наличие титана в количестве 0,02 % в сталях системы легирования 10Х3Г3МФ(Т), подвергнутых холодной радиальной ковке с расчетной степенью деформации 60%, приводит к замедлению рекристаллизационных процессов в ходе последеформационных нагревов в интервале температур 350-600 °С.

3. Расширено представление о развитии процессов деформационного старения мартенсита: показана возможность протекания процессов деформационного старения в низкоуглеродистых системно легированных сталях типа 10Х3Г3МФ(Т) с исходной структурой пакетного мартенсита, подвергнутых холодной радиальной ковке с расчетной степенью деформации 60% и последующей термической обработке.

4. Установлено, что технологии комплексной деформационно-термической обработки, заключающиеся в последовательном сочетании холодной радиальной ковки с расчетной степенью деформации 60% и термической обработки, являются эффективным способом формирования ультрамелкозернистого и наноструктурного состояния в низкоуглеродистых сталях типа 10Х3Г3МФ(Т) с исходной структурой пакетного мартенсита. Реализация УМЗ состояния в сталях 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ после обработки по оптимальному режиму "ХПД 60 % РК + отжиг 550°С" позволяет повысить предел текучести а02 исходно закаленных сталей 10Х3Г3МФ и 10Х3Г3МФТ на 25-37%, уровень ударной вязкость КСП на 25-30%, а ударную вязкость КСТ - в 3 раза при сохранении высоко уровня прочности и пластичности исходно закаленного состояния. Проведение обработки по режиму "ХПД 60% + интенсивная термическая обработка 900°С" позволяет в результате реализации наноструктурного состояния повысить ударную вязкость КСТ исходно закаленной стали 10Х3Г3МФТ в 2,7 раза, ударную вязкость КСП -на 12%, предел текучести а02 - на 30% при сохранении высоких значений предела прочности.

Практическая значимость:

1. Разработана промышленная технология комплексной деформационно-термической обработки, заключающаяся в последовательном сочетании холодной пластической деформации методом радиальной ковки и рекристаллизационного отжига конструкционных низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита, позволяющая существенно диспергировать их структуру и тем самым значительно повысить уровень прочности и надежности.

2. Разработана и опробована технология комплексной обработки, заключающаяся в ускоренном печном нагреве, короткой выдержке и последующем быстром охлаждении конструкционных низкоуглеродистых сталей, предварительно подвергнутых холодной пластической деформации методом радиальной ковки в исходно закаленном состоянии. Данная технология позволяет получить ультрамелкозернистое состояние в стали 10Х3Г3МФТ со средним размером зерна аустенита 3 мкм с последующим получением наноструктурного состояния пакетного мартенсита со средним поперечным размером рейки порядка 80 ±10 нм, что приводит к повышению удельной работы распространения трещины КСТ в стали 10Х3Г3МФТ в 2,7 раза при увеличении прочностных характеристик в пределах 20 % и сохранении высокого уровня пластичности исходно закаленного состояния.

3. Разработана методика для усредненной оценки распределения микротвердости по сечению прутков конструкционных сталей, подвергнутых радиальной ковке. Предлагаемая методика позволяет получать усредненные кривые распределения микротвердости, что существенно повышает точность и надежность анализа тенденций изменения твердости на различных этапах обработки, а также позволяет сопоставлять распределение микротвердости по сечению на образцах различного диаметра.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование структуры и свойств закаленных конструкционных низкоуглеродистых сталей при холодной радиальной ковке и последующем термическом воздействии»

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы были представлены и обсуждались на VIII Конференции молодых ученых "КоМУ-2010" (Ижевск, 2010), на Международной научно-практической конференции "Инновационные технологии в машиностроении" (Пермь, 2012), на XXI Уральской школе металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения

сталей и сплавов" (Магнитогорск, 2012), на XIII Международной научно-технической Уральской школе-семинаре молодых ученых-металловедов (Екатеринбурга, 2012), на Четвертой международной конференции "От наноструктур, наноматериалов и нанотехнологий к наноиндустрии" (Ижевск, 2013), на XXII Уральской школе металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов" (Оренбург, 2014), на II научно-практической конференции с международным участием "Инновационные технологии в машиностроении и материаловедении" (Пермь, 2014).

Внедрение результатов работы

Результаты выполнения диссертационной работы используются в учебном процессе ФГБОУ ВПО "Пермский национальный исследовательский политехнический университет" (акт об использовании результатов от 30.10.2013 г.). Материалы диссертационных исследований включены в курсы лекций по направлению подготовки 150400.68 "Металлургия" в магистерской программе "Металловедение и технология термической обработки сталей и высокопрочных сплавов" (очная и заочная формы обучения) при изучении дисциплин "Современные и перспективные процессы и оборудование для термической обработки", "Современные и перспективные материалы в машиностроении" и "Физика и механика разрушения". Полученные при выполнении диссертационной работы результаты использованы при написании учебного пособия "Наноструктурные стали" (Д.О. Панов, Ю.Н. Симонов, А.Н. Балахнин, А.С. Перцев, Е.Н. Орлова. - Пермь: Изд-во ПНИПУ, 2014. - 71 с). Результаты выполненных теоретико-экспериментальных исследований используются в научно-исследовательской работе студентов в ходе курсового и дипломного проектирования, при подготовке бакалаврских работ и магистерских диссертаций.

Предлагаемые технологии обработки были опробованы в рамках производственного процесса ОАО "Пермский научно-исследовательский технологический институт" (акт № 110701 от 17.09.2013 г.) и продемонстрировали возможность повышения конкурентоспособности выпускаемой продукции.

На технологию комплексной деформационно-термической обработки по режиму "ХПД 60% + ИТО 900 °С" исходно закаленных низкоуглеродистых

сталей со структурой пакетного мартенсита получен патент № 2532600 на изобретение "Способ упрочнения крепежных изделий из низкоуглеродистой стали".

Публикации

Основное содержание работы опубликовано в 26 печатных работах, основное содержание диссертации представлено в 20 статьях, в том числе 9 - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.

Личный вклад автора

Представленные в работе результаты получены лично автором или при его непосредственном участии.

Анализ литературных источников, термическая обработка образцов, экспериментальные исследования, а также обработка и анализ результатов экспериментов выполнены лично автором. Электронно-микроскопические исследования проведены при участии автора. Методики количественного микроструктурного и электронно-микроскопического анализа разработаны непосредственно автором. Постановка задач исследований и обсуждение результатов проведено при непосредственном участии автора совместно с научным руководителем и соавторами публикаций.

Достоверность полученных и представленных в диссертации результатов подтверждается использованием современных независимых, взаимодополняющих физических методов исследования, большим объемом непротиворечивых экспериментальных данных, согласованностью с данными теоретических исследований. Анализ экспериментальных данных проведен с соблюдением критериев достоверности измерений.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, 5 глав, списка литературы; изложена на 158 страницах, включает 54 рисунка, 12 таблиц и 2 приложения. Список литературы содержит 158 наименований.

Глава 1. Формирование структуры и пути повышения свойств

низкоуглеродистых конструкционных сталей: аналитический обзор состояния проблемы, постановка цели и задач исследования.

1.1 Современные представления о мартенситном превращении и структуре пакетного мартенсита в низкоуглеродистых сталях

Основной структурной составляющей конструкционных высокопрочных низкоуглеродистых сталей является мартенсит. Превращение аустенита в мартенсит, реализуется в случае значительного переохлаждения ниже критической точки А1 и при охлаждении со скоростью, обеспечивающей подавление распада аустенита по перлитному и промежуточному механизмам [13]. По своему механизму мартенситное превращение является бездиффузионным сдвиговым фазовым превращением, отличающееся упорядоченным, взаимосвязанным характером перемещения атомов на расстояния меньше межатомных без обмена атомов местами [14].

Несмотря на то, что мартенситное превращение отражает общие закономерности фазовых превращений, оно имеет ряд особенностей [15], обусловленных стремлением системы к минимуму свободной энергии [14; 16]:

1. Имеется определенное ориентационное соотношение между кристаллическими решетками мартенсита (М) и аустенита(А): (111)А||(110)М и [110]А||[111]М (соотношение Курдюмова-Закса).

2. Наиболее типичная, равновесная форма мартенситных кристаллов - это пластина с малым отношением толщины к другим размерам.

3. Габитусная плоскость пластины мартенсита имеет определенную ориентировку относительно кристаллической решетки исходной фазы.

4. На плоской полированной поверхности образца при мартенситном превращении образуется характерный рельеф, что обусловлено изменением формы превращенного объема.

5. Доменизация мартенситного кристалла с образованием двойниковых ориентировок с разными собственными деформациями и границами низкой энергии, т.е. образование закономерной субструктуры кристалла.

6. Мартенситные кристаллы склонны к упорядоченному взаимному расположению, т.е. к образованию ансамблей.

В зависимости от химического состава сталей возможно образование мартенсита различной морфологии, определяющейся сочетанием формы, тонкой структуры и способом сочленения в ансамбли кристаллов [13].

При исследовании структуры закаленных углеродистых сталей выделяют два основных морфологических типа мартенсита - реечный (так же называемый пакетным, массивным, дислокационным) и пластинчатый (игольчатый, двойникованный, низкотемпературный) [1].

Реечный мартенсит, имеющий наибольшее прикладное значение [17], образуется при закалке конструкционных мало- и среднеуглеродистых сталей, железа и его умеренно- и высоколегированных сплавов [18], т.е. в сталях с высокой мартенситной точкой (Мн выше 100 °С) [14], а также в мартенситностареющих сталях. При этом параллельные рейки, являющиеся результатом гомогенного сдвига [13], вытягиваются в направлении <111>а || <011>у и образуют пакет, линейные размеры которого зависят от величины аустенитного зерна, но в разных направлениях различаются мало и чаще всего находятся в пределах 3.. .20 мкм.

Толщина самих пластин (реек) - составляющих пакета - в углеродистых и никелевых сталях находится в диапазоне от 0,1 до 2,25 мкм, чаще она составляет 0,1 - 0,2 мкм [19; 20]. Традиционное соотношение размеров рейки 1:7:30, т.е. длина рейки в 4 - 5 раз больше ее ширины [19]. Плотность дефектов

кристаллического строения (дислокаций) внутри пластины пакетного мартенсита

11 12 2

очень высокая - порядка 1011 - 1012 см-2, из-за чего пакетный мартенсит иногда называют дислокационным [21].

Строение пакета мартенсита таково, что соседние рейки ориентированы практически одинаково (угол разориентировки до 2-3°) и разделены по плоскости (110}а||(111}у малоугловыми дислокационными границами (преимущественно границами кручения) [19; 22]. При этом отношение числа высокоугловых границ к малоугловым в пакете мартенсита стали с 0,2% С составляет 1:5, т.е. 5/6 всех межреечных границ проницаемы для дислокаций [18; 23]. Пакеты разделены между собой сравнительно однородной нерегулярной границей с включениями

площадок хорошего сопряжения: доля малоугловых разориентировок составляет 6 %, 17 % разориентировок близки к регулярным. Таким образом, можно сделать вывод, что доля высокоугловых границ между пакетами составляет 77 %.

В работах [24; 25] показано, что способ группировки кристаллов в пакет определяется из условия минимума энергии: пакет представляет собой не комплекс произвольно ориентированных мартенситных реек, а конгломерат самосогласующихся кристаллов, при образовании которого минимизируются как дилатационные, связанные с деформацией Бейна, так и сдвиговые напряжения, возникающие при мартенситном превращении. Благодаря этому поля напряжений в значительной степени скомпенсированы в пределах каждого пакета и не затрагивают границ бывших аустенитных зерен.

В завершение данного раздела, следует отметить, что пакетный мартенсит является достаточно устойчивой неравновесной структурой с высокой плотностью дефектов кристаллического строения (дислокаций) при низком уровне остаточных напряжений и развитой субструктурой. Таким образом, закалка на мартенсит является наиболее распространенным и перспективным, с точки зрения повышения уровня механических свойств материала, технологическим приемом.

1.2 Особенности процессов пластической деформации пакетного мартенсита

В кристаллических твердых телах пластическая деформация может быть осуществлена посредством двух основных механизмов: двойникованием и скольжением. Двойникование наиболее часто имеет место в ГПУ и ОЦК кристаллах [26; 27]. Основным же механизмом пластической деформации металлических материалов является внутризеренное сдвиговое перемещение (скольжение) дислокаций [18, 28]. При этом перемещение дислокаций в пересекающихся плоскостях приводит к формированию сложных

дислокационных структур, затрудняющих дальнейшее перемещение дислокаций;

8 12 2

что повышает их плотность от 10 до 10 см- [29].

Особенности строения пакетного мартенсита сказываются на процессе его пластической деформации. В работах [1, 28 ] показана анизотропия механических

свойств ориентированных однопакетных образцов, которая проявляется уже при измерении твердости: в плоскости габитуса пакета твердость находится на уровне 75 ИЯЛ, а в плоскости, перпендикулярной габитусной, - 69 ИЯЛ.

Помимо преимущественного дислокационно-субструктурного упрочнения, повышению сопротивления локализации пластической деформации и инициации хрупкого разрушения способствует еще ряд особенностей строения структуры реечного мартенсита [8, 30]: во-первых, практически полное отсутствие двойникованных прослоек, эффективно тормозящих движение дислокаций и, соответственно, являющихся местами зарождения хрупких трещин; во-вторых, соотношение высокоугловых и малоугловых границ в пакете мартенсита, составляющее 1:5, также приводит к росту сопротивления хрупкому разрушению. Малоугловая граница может функционировать как полупроницаемая: после достижения некоторого "критического" значения напряжения в голове дислокационного скопления происходит прорыв дислокационной границы, часть дислокаций уходит в соседний объем, и напряжения в голове скопления уменьшаются [31]. В-третьих, установлено [32; 33], что при содержании углерода в стали примерно 0,2 % реализуется практически полное закрепление дислокаций в мартенсите атмосферами Коттрелла. Следовательно, при содержании углерода в стали ниже этого предела дислокации обладают высокой подвижностью, что обуславливает релаксацию внутренних напряжений и, следовательно, обеспечивает высокую пластичность материала.

Тот факт, что структура пакетного мартенсита обладает высокой плотностью дислокаций, развитой субструктурой и низким уровнем остаточных напряжений, позволяет говорить о её преимуществах относительно других морфологических типов мартенсита [13]. Сочетание высокого уровня прочности и трещиностойкости малоуглеродистых сталей с реечным мартенситом [34] является следствием целого ряда его структурных особенностей, по сравнению с пластинчатым мартенситом. Малые размеры элементов субструктуры и высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах обеспечивают уровень прочности 1000-1100 МПа [35], а низкое содержание углерода в твердом растворе минимизирует искажения решетки и, следовательно, силу Пайерлса-Набарро, что

обеспечивает высокую пластичность при высоких напряжениях, когда наступает общая текучесть.

Следует подчеркнуть, что наиболее высоким сопротивлением разрушению обладают мартенситные структуры пакетного типа с минимальными размерами пакетов и реек и развитой полигонизованной субструктурой [36].

Упрочнение пакетного мартенсита при сохранении высокого уровня характеристик надежности возможно только путем диспергирования структуры в результате измельчения зерна или создания полигонизованной дислокационной субструктуры с малоугловой разориентировкой и плотными тонкими субграницами [36]. В работах В.И. Изотова и коллег [37] на примере сталей 45ХНМФА и 40ХНВА было показано, что при диаметре аустенитного зерна более 20 мкм размер пакета практически не зависит от размера аустенитного зерна. Однако при получении аустенитного зерна размером менее 10 мкм наблюдается резкое уменьшение размера пакета и рост предела текучести в соответствии с законом Холла - Петча. Начиная с размера 5 мкм, в аустенитном зерне при закалке формируется только 1 пакет, равный по величине размеру аустенитного зерна.

Таким образом, можно сделать вывод, что особенности кристаллографического строения пакетного (реечного) мартенсита оказывают существенное влияние на процесс его пластической деформации и обуславливают высокое сопротивление хрупкому разрушению, а повышение уровня характеристик надежности сталей со структурой пакетного мартенсита возможно путем диспергирования струкутуры, т.е. уменьшения среднего размера пакета и рейки.

1.3 Самоорганизация структуры материала при его холодной пластической

деформации

Процесс внешнего нагружения материала, в ходе которого последовательно развиваются процессы упругой деформации, пластической деформации, зарождения и распространения трещин, и, наконец, разрушения, можно

рассматривать как синергетический процесс в термодинамически открытой системе [38].

Термин "синергетика" был введен Германом Хакеном [39] в значении "Совместное действие, самоорганизованность, особый эффект от совместного действия в сложных системах" [40]. В это же время И.Р. Пригожиным и др. [41; 42; 43] развивались представления о диссипативных структурах - системах, образующихся в условиях, далеких от равновесных, в результате обмена энергией и/или веществом с окружающей средой при подводе внешней энергии к материалу.

Материал является термодинамически открытой системой, следовательно, в нем возможно протекание как линейных, так и нелинейных процессов рассеивания энергии пластической деформации [38]. Любая дислокация имеет собственное поле напряжений и поэтому может рассматриваться как элементарный носитель энергии в системе. Линейным процессом диссипации накачиваемой в систему энергии является ламинарное или хаотическое перемещение дислокаций при их взаимодействии с внешним полем напряжений, т.е. зарождение, скольжение, переползание дислокаций с образованием построений типа "лес дислокаций". Более сложным является нелинейный процесс диссипации энергии - явление самоорганизации, упорядочения потоков энергии в системе. На структурном уровне самоорганизация потоков энергии проявляется в согласованном, коллективном движении дислокаций и формировании дислокационных стенок - субграниц.

Вопрос эволюции и самоорганизации структур при пластической деформации с образованием диссипативных структур изучался многими научными коллективами. Так, в работах В.С. Ивановой и ее последователей [44; 45] признаком нелинейного поведения деформируемого металла является спонтанная перестройка дислокационных структур, определяемая скалярной плотностью дислокаций или связанной с ней плотностью энергии упругой деформации. При этом можно выделить три пороговых значения плотности

дислокаций, задающих изменения структуры: переход от клубковой

10 2

дислокационной структуры к ячеистой (р=10 см-), от ячеистой к полосовой

19 9 Л А 9

(р=10 см-) и от полосовой к фрагментированной (р=10 см-). Подробный

анализ эволюции и систематизация субструктур (мезоструктур) на основании концепции самоорганизации дислокаций при пластической деформации материала представлены в работах Н.А. Коневой и Э.В. Козлова [46-48]. Ими было показано, что на различных стадиях деформирования материала наблюдается последовательная смена одних структурных состояний на другие (ячеистые, полосовые, фрагментированные структуры и т.д.), аналогично структурным фазовым переходам, а контролирующим (пороговым) параметром системы является скалярная плотность дислокаций.

В работе [49] представлена общая схема эволюции дислокационной структуры при деформировании поликристаллических ОЦК-металлов и сплавов, отражающая ее сложный многостадийный характер (рисунок 1.1).

, КтрлкЯш*

Накопление 1кер| ИИ

Дсформ(ЦЩ

Рисунок 1.1 - Схема самоорганизации мезоструктур при деформации материала: 1 - начало пластической деформации (предел текучести); 2 - развитие пластического течения, резкое увеличение числа подвижных дислокаций; 3 -самоорганизация беспорядочных дислокаций с возникновением ячеистой мезоструктуры; 4 - максимальное деформационное упрочнение, возникновение несплошностей, деструкция материала, образование фрагментированной мезоструктуры; 5 - распространение магистральной трещины в полосовой мезоструктуре с диполями частичных клиновых дислокаций

На макроструктурном уровне (рисунок 1.1) значительные изменения в структуре обнаруживаются лишь на 3, 4, 5-й стадиях деформирования:

последовательно происходят деформация зерен поликристаллического образца, появляются полосы Людерса-Чернова, несплошности и магистральная трещина. На мезоуровне на 3-й стадии деформирования происходит самоорганизация дислокаций, когда беспорядочно распределенные в объеме материала дислокации разных знаков (так называемый "дислокационный лес") сменяются организованными построениями ячеистого типа. Такая самоорганизация может реализовываться через 2 механизма: либо концентрация дислокаций в клубки с последующим образованием стенок (субграниц) ячеек и очищение от дислокаций объемов внутри этих ячеек, либо распределение дислокаций разных знаков в две полосы, которые образуют диполи частичных клиновых дисклинаций. Т.е. в деформированном металле в результате самоорганизации диссипативный процесс релаксации высоких напряжений может реализовываться как за счет перестройки субграниц, так и за счет самоорганизации дисклинаций с последующим формированием полосовых субструктур.

Автором [38; 50] на примере деформации феррита стали 09Г2С показано, что при среднем значении степени холодной деформации е порядка 15.35 % начинается самоорганизация структуры с образованием ячеек, а при дальнейшем увеличении степени деформации происходит утонение стенок ячеек и уменьшение их размера.

При сверхвысоких степенях пластической деформации, когда энергетическое воздействие на материал колоссально, в нем возможно возникновение сложных деформационных структур различных уровней и активирование различных процессов структурообразования. Для обозначения подобных величин деформации А.М. Глезером [51] предложен термин мегапластическая деформация (МПД). Граница между макропластической и мегапластической деформацией условна и предложена на уровне относительной деформации 100 % или истинной деформации е ~ 1. Измельчение зерна при МПД реализуется за счет формирования высокоугловых границ, и именно они в данном случае являются основным видом дефектов кристаллического строения. Как отмечалось выше, пластическая деформация, реализуемая при различных вариантах самоорганизации дислокационных структур, и последующее механическое разрушение через накопление микротрещин и их слияние являются

эффективными способами диссипации упругой энергии. Однако, в случае значительных величин упругой энергии, создаваемых в ходе МПД, возможно активирование динамической рекристаллизации или фазовых переходов типа "кристалл ^ аморфное состояние" как дополнительных "каналов диссипации" упругой энергии [52; 53]. Благоприятными для активации дополнительных каналов диссипации энергии являются те варианты МПД, в которых значительна компонента всестороннего сжатия, так как при этом образование и рост раскалывающих трещин существенно затруднены, а, следовательно, затруднен и процесс разрушения.

Несмотря на то, что традиционно процесс динамической рекристаллизации считается сугубо диффузионным [9], известно также, что температура его начала зависит от степени деформации при заданной температуре [9]: чем выше степень деформации, тем при более низкой температуре деформации начинается рекристаллизация, - а значит, нет физических ограничений на возможность протекания динамической рекристаллизации при комнатной температуре в условиях МПД [53; 54]. Степень пластической деформации, при которой процесс динамической рекристаллизации протекает при комнатной температуре, предложена авторами [53] как граница между макропластической и мегапластической деформацией. Впервые возможность протекания динамической рекристаллизации при комнатной температуре была показана в работе [55] на примере МПД чистой меди.

При МПД в условиях всестороннего сжатия, когда разрушение материала затруднено, возможно протекание циклической динамической рекристаллизации: наряду с дислокационными перестройками в результате диссипации упругой энергии, дроблением зерен, осуществляется динамическая рекристаллизация, в ходе которой локальный объем материала "очищается" от дефектов, и в новых рекристаллизованных зернах снова начинается процесс пластического течения с помощью дислокационных мод [53; 56].

Обобщая приведенные выше сведения, можно сделать вывод, что процесс холодной пластической деформации металла представляет собой типичный синергетический процесс в открытой термодинамической системе, а процесс самоорганизации дислокационной структуры - эффективный способ диссипации

упругой энергии. Материал, склонный к релаксации опасных пиковых напряжений за счет микро- и макропластической пластической деформации, при его нагружении пойдет по пути самоорганизации дислокационных структур, с формированием дисперсной субзеренной (ячеистой) структуры.

Таким образом, холодная пластическая деформация эффективна с точки зрения накопления дефектов кристаллического строения вплоть до момента начала динамической рекристаллизации. Во избежание накопления трещин в заготовке при ее обработке необходимо использовать метод деформации, при котором процесс зарождения трещины затруднен.

1.4 Методы пластической деформации

В настоящее время используются два подхода к получению материалов с наноструктурой [57]: "снизу вверх" и "сверху вниз". К первой группе относятся методы, основанные на создании макродеталей из наноразмерных частиц, т.е. в направлении возрастания размерности: последовательная сборка атомов, наночастиц, нанослоев в объемный материал или компактирование нанопорошков. Методы данной группы обладают рядом существенных недостатков: технологии "сборки атом за атомом" сложны, дорогостоящи и не позволяют в промышленных масштабах получать объемные материалы, а наноматериалы, полученные компактированием, как правило, имеют остаточную пористость, загрязнения и небольшие геометрические размеры [58]. Методы второй группы - "сверху вниз" - основаны на измельчении зерен объемного материала в результате пластической деформации без нарушения его сплошности [59].

Существует множество технологических способов пластической деформации металлов - различные виды ковки, прокатки, волочения, экструзии, прессования и т.п., однако, не все они могут использоваться для диспергирования структуры до наноуровня. Для формирования ультрамелкозернистого (УМЗ) (размер зерна от 100 нм до 1 мкм) или наноструктурного (НС) состояния со средним размером зерна порядка 100 нм и меньше, необходимо подвергнуть металл интенсивной пластической (или, используя терминологию, предлагаемую

А.М. Глезером, - мегапластической) деформации (ИПД), заключающейся в реализации больших степеней деформации, при относительно низких температурах (ниже 0,3..0,4 Тпл.) в условиях высоких приложенных давлений [60-62]. Предпосылки развития методов интенсивной пластической деформации, современное состояние, а так же причины выбора значения 100 нм как границы между УМЗ и НС состояниями подробно рассмотрены в работах [63-65]. Известно [66], что для получения УМЗ и НС материалов важно сочетание двух факторов: высокой интенсивности и существенной немонотонности деформации, осуществляемой при температурах не выше температуры протекания процесса возврата. Первый процесс обеспечивает генерирование дислокаций и эволюцию дислокационной структуры, а второй - приводит к активации новых систем скольжения решеточных дислокаций и их взаимодействию с образующимися при деформации малоугловыми границами фрагментов, что приводит к их перестройке в высокоугловые границы общего типа. Так же одним из условий, обеспечивающих получение УМЗ и НС материалов при их пластической деформации, является наличие высокого гидростатического давления, что позволит предотвратить образование трещин и пор [67].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Балахнин Александр Николаевич, 2015 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Гольдштейн, М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов: учеб. пособие для вузов / М.И. Гольдштейн, В.С. Литвинов, Б.М. Бронфин. - М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

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

3. Кочанов, Д.И. Наноматериалы и нанотехнологии для машиностроения: состояние и перспективы применения / Д.И. Кочанов // Арматуростроение. -2011. - №. 4. - С. 55-61.

4. Бейгельзимер, Я. Е. Интенсивная пластическая деформация - метод создания в металлах ультрамелкозернистых структур / Я.Е. Бейгельзимер // ВосточноЕвропейский журнал передовых технологий. - 2005. - № 2/1 (14). - С. 28-31.

5. Алтухов, А.В. Систематизация процессов интенсивного пластического деформирования для формирования ультрамелкозернистых и нанокристаллических структур в объемных заготовках / А.В. Алтухов, А.Ф. Тарасов, А.В. Периг // Письма о материалах. - 2012. - Т. 2. - С. 54-59.

6. Ковтун, Г.Л. Наноматериалы: технологии и материаловедение : обзор / Г.Л. Ковтун, А.Л. Веревкин. - Харьков: ННЦ ХФТИ, 2010. - 73 с.

7. Ковка на радиально-обжимных машинах / В.А. Тюрин [и др.]; под общ. ред. В.А. Тюрина. - М.: Машиностроение, 1990. - 256 с.

8. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой: Учеб. пособие / Н.Н. Митрохович [и др.]. - Пермь: Изд-во Перм. гос. техн. ун-та, 2004. - 123 с.

9. Горелик, С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов: монография / С.С. Горелик, С.В. Добаткин, Л.М. Капуткина. - 3-е изд. - М.: МИСиС, 2005. - 432 с.

10. Липчин, Н.Н. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева / Н.Н. Липчин // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1990. - №11. - С. 8-11.

11. Симонов, Ю.Н. Условия получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита / Ю.Н. Симонов // Физика металлов и металловедение. - 2004. - Т. 97, №5. - С. 77-81.

12. Низкоуглеродистая легированная сталь: пат. 2477333 Рос. Федераци : С22С38/38 / Симонов Ю.Н., Панов Д.О., Симонов М.Ю., Касаткин А.В., Подузов Д.П.; заявитель и патентообладатель Перм. нац. исслед. политехн. ун-т. -2011135998/02; заявл. 29.08.11; опубл. 10.03.13, Бюль. № 7.

13. Смирнов, М.А. Основы термической обработки сталей: учебное пособие / М.А. Смирнов, В.М. Счастливцев, Л.Г. Журавлев. - М.: Наука и технологии, 2002. -519 с.

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

15. Новиков, И.И. Теория термической обработки сталей: учебник для вузов / И.И. Новиков. - 4-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

16. Бернштейн, М.Л. Термомеханическая обработка стали: монография в 2 т. / М.Л. Бернштейн, В.А. Займовский, Капуткина Л.М. - М.: Металлургия, 1983. - 1172 с.

17. Штремель, М.А. Строение и прочность пакетного мартенсита / М.А. Штремель, Ю.Г. Андреев, Д.А. Козлов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1999. - № 4. - С. 10-15.

18. Гуляев, А.П. Металловедение: учебник для вузов / А.П. Гуляев. - 6-е изд., перераб. и доп. - М: Металлургия, 1986. - 544 с

19. Изотов, В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита / В.И. Изотов // Физика металлов и металловедение. - 1972. - Т.34, № 1. - С. 123-132.

20. Андреев, Ю.Г., Определение пространственной формы и размеров кристаллов мартенсита / Ю.Г. Андреев, Б.Г. Беляков, Груздов А.П. [и др.] // Физика металлов и металловедение. - 1973. - Т.35, № 2. - С. 375-382.

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

22. Счастливцев, В.М. Структурные особенности мартенсита в конструкционных сталях / В.М. Счастливцев // Физика металлов и металловедение. - 1972. - Т. 33, № 2. - С. 326-334.

23. Apple, C.A., Packet Microstructure in Fe - 0,2 pst.C Martensite / C.A. Apple, R.Y. Karon, Kraus G // Metallurgical Transactions - 1974. - V.5,№3. - p.593-599.

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

25. Счастливцев, В.М Структура термически обработанной стали: монография /

B.М. Счастливцев, Д.А. Мирзаев, И.Л. Яковлева. - М.: Металлургия, 1994. - 288 с.

26. Павлов, П.В. Физика твердого тела: учебное пособие / П.В. Павлов, А.Ф. Хохлов. - М.: Высшая школа, 1985. - 384 с.

27. Хоникомб, Р. Пластическая деформация металлов: монография / Р. Хоникомб ; перевод с англ. под ред. Б.Я. Любова. - М.: Мир, 1972. - 408 с.

28. Штремель, М.А. Прочность сплавов: Ч. 2. Деформация: учебник для вузов / М.А. Штремель. - М.: МИСиС, 1997. - 527.

29. Материаловедение: учебник для высших технических учебных заведений / Б.Н. Арзамасов [и др.]; под ред. Б.Н. Арзамасова. - 2-е изд., испр. и доп. - М.: Машиностроение, 1986. - 384 с.

30. Клейнер, Л.М. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса: учеб. пособие / Л.М. Клейнер, А.А. Шацов. - Пермь: Изд-во Перм. гос. техн. ун-та, 2008. - 303 с.

31. Грабский, М.В. Структура границ зерен в металлах: монография / М.В. Грабский; перевод с польск. Г.Н. Мехеда; под ред. М.Л. Бернштейна. - М.: Металлургия, 1972. - 160 с.

32. Саррак, В.И. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите / В.И. Саррак,

C.О. Суворова // Физика металлов и металловедение. - 1968. - Т. 26, вып. 1. - С. 147-156.

33. Бернштейн, М.Л. Отпуск стали: монография / М.Л. Бернштейн, Л.М. Капуткина, С.Д. Прокошкин. - М.:МИСиС, 1997. - 335 с.

34. Георгиев, М.Н. Трещиностойкость малоуглеродистой мартенситной стали / М.Н. Георгиев, Л.М. Клейнер, Л.Д. Пиликина Л.Д [и др.] // Физико-химическая механика материалов. - 1987. - № 2. - С. 79-84.

35. Клейнер, Л.М., Структура низкоуглеродистого мартенсита и конструкционная прочность сталей / Л.М. Клейнер, А.А. Шацов, Д.М. Ларинин [и др.] // Перспективные материалы. - 2011. - № 1. - С.59-67.

36. Справочник по термомеханический и термоциклической обработке металлов / М.Е. Смагоринский, А.А. Булянда, С.В. Кудряшов; под общ. ред. М.Е. Смагоринского - СПб.: Политехника, 1992. - 416 с.

37. Изотов, В.И. Влияние величины исходного зерна на структуру и предел текучести стали, закаленной на мартенсит / В.И. Изотов, В.В. Вознесенский, А.П.

Бащенко // Проблемы металловедения и физики металлов: сб. науч. тр. ЦНИИЧМ. - М.: Металлургия, 1976. - №№ 3. С. 192-199.

38. Тушинский, Л.И. Структурная теория конструктивной прочности материалов: монография / Л.И. Тушинский. - Новосибирск: изд-во НГТУ, 2004. - 400 с.

39. Хакен, Г. Синергетика: монография / Г. Хакен; перевод с англ. В.И. Емельянова, под ред. Ю.Л. Климонтовича и С.М. Осовца - М.: Мир, 1980. - 403 с.

40. Хакен, Г. Синергетика. Иерархия неустойчивости в самооргнизующихся системах и устройствах: монография / Г. Хакен; перевод с англ. Ю. А. Данилов; под ред. Ю. Л. Климонтовича. - М.: Мир, 1985. - 411 с.

41. Пригожин, И. Порядок из хаоса: Новый диалог человека с природой: монография / И. Пригожин, И. Стенгерс; пер. с англ.; под общ. ред. В. И. Аршинова, Ю. Л. Климонтовича. - М.: Прогресс, 1986. - 432 с

42. Гиббс, Дж. В. Термодинамика. Статистическая механика: монография / Дж. В. Гиббс. - М.: Наука, 1982. - 584 с.

43. Эбелинг, В. Образование структур при необратимых процессах. Введение в теорию диссипативных структур. / В. Эбелинг; пер. с нем. А.С. Доброславского; под ред. Ю.Л. Климонтовича. - М.: Мир, 1979. - 275 с.

44. Иванова, B.C. Синергетика: прочность и разрушение металлических материалов: монография / В.С. Иванова - М.: Наука, 1992. - 159 с.

45. Иванова, B.C. Разрушение металлов / В.С. Иванова - M.: Металлургия, 1979. -168 с.

46. Конева, Н.А. Физическая природа стадийности пластической деформации / Н.А. Конева, Э.В. Козлов // Структурные уровни пластической деформации и разрушения: монография / В.Е. Панин [и др.]. - Новосибирск: Наука, 1990. - С. 123-186.

47. Конева, H.A. Физическая природа стадийности пластической деформации / Н.А. Конева, Э.В. Козлов // Известия ВУЗов. Физика. - 1990. - Т.33, №2. - С. 89-106.

48. Козлов, Э.В. Место дислокационной физики в многоуровневом подходе к пластической деформации / Э.В. Козлов, Л.И. Тришкина, Н.А. Попова [и др.] // Физическая мезомеханика. - 2011. - Т. 14, №2 3. - C. 95-110.

49. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов: научное издание / В.И. Трефилов [и др.]; под ред. В.И. Трефилова. - 2-е изд., перераб. и доп. - Киев: Наук. думка, 1989. - 256 с.

50. Тушинский, Л.И. Влияние схемы и режимов ТМО на механические свойства стали 09Г2С с ферритомертенситной структурой / Л.И. Тушинский, Е.Н. Миронов, В.М. Лобанов // Структура и свойства металлов: сб. тез. докл. -Новокузнецк: изд-во НГПИ, 1984. - С.35-37.

51. Глезер, А.М. О природе сверхвысокой пластической (мегапластической) деформации / А.М. Глезер // Известия РАН. Серия физическая. - 2007. - Т. 71, № 12. - С. 1767-1776.

52. Глезер, А.М. Новый подход к описанию структурно-фазовых превращений при очень больших пластических деформациях / А.М. Глезер // Известия ВУЗов. Физика. - 2008. - Т.51, № 5. - С. 36-46.

53. Глезер, А.М. Физика мегапластической (интенсивной) деформации твердых тел / А.М. Глезер, Л.С. Метлов // Физика твердого тела. - 2010. - Т. 52, № 6. - С. 10901097.

54. Дитенберг, И.А. Исследование стадийности интенсивной пластической деформации в чистом никеле методом просвечивающей электронной микроскопии / И.А. Дитенберг, А.Н. Тюменцев, Е.А. Корзникова // Письма о материалах. - 2012. - Т. 2. - С.202-206.

55. Быков, В.М. Фрагментирование и динамическая рекристаллизация в меди при больших и очень больших пластических деформациях / В.М. Быков, В.А. Лихачев, Ю.А. Никонов [и др.]. // Физика металлов и металловедение. - 1978. -Т.45, № 1. - С.163-169.

56. Глезер, А.М. Условия формирования различных дефектных структур в процессе больших пластических деформаций / А.М. Глезер, В.П. Поздняков // Деформация и разрушение материалов. - 2005. - №2 4. - С.9-15.

57. Мулюков, Р.Р. Деформационные методы получения, многоуровневая структура и свойства наноструктурных материалов / Р.Р. Мулюков, А.А. Назаров, Р.М. Имаев // Вопросы материаловедения. - 2008. - Т. 54, № 2. - С.20-32.

58. Валиев, Р.З. Создание наноструктурных металлов и сплавов с уникальными свойствами, используя интенсивные пластические деформации / Р.З. Валиев // Российские нанотехнологии. - 2006. - Т. 1, №2 1-2. - С.208-216.

59. Мулюков, Р.Р. Объемные наноматериалы в машиностроении будущего: методы получения, свойства и перспективы применения / Р.Р. Мулюков // Сб. тезисов докладов научно-технологических секций международного форума по нанотехнологиям 3-5 декабря "Rusnanotech-08".- М., 2008. - С. 3-5.

60. Gleiter, H. Materials with Ultra-Fine Grain Sizes / H. Gleiter // Deformation of Polycrystals. Proc. of 2nd RISO Symposium on Metallurgy and Materials Science; eds. N. Hansen, T. Leffers, H. Lithold.-Roskilde: RISO Nat. Lab., 1981.- P.15-21.

61. Gleiter, Н. Nanostructured Materials: state of art and perspectives: basic concepts and microstructure / H. Gleiter // Acta Materialia. - 2000. - Vol 48. - P. 1-29.

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

63. Андриевский, Р.А. Наноматериалы: концепция и современные проблемы / Р.А. Андриевский // Российский химический журнал. - 2002. - Т. 46, № 5. - С. 50-56.

64. Андриевский, Р.А. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. 1. Особенности структуры, термодинамика. Фазовые равновесия. Кинетические явления / Р.А. Андриевский, А.М. Глезер // Физика металлов и металловедение. -1999. - Т.88, № 1. - С.50-73.

65. Андриевский, Р.А. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. II. Механические и физические свойства / Р.А. Андриевский, А.М.Глезер // Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т.89, №2 1. - С. 91-112.

66. Лякишиев, П.П. Наноматериалы конструкционного назначения / П.П. Лякишев, М.И. Алымов // Российские нанотехнологии. - 2006.- Т.1, №1-2. -С.71-81.

67. Кайбышев, О.А. Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов: монография / О.А. Кайбышев, Ф.З. Утяшев. -М.: Наука. 2002. - 438 с.

68. Kaibyshev, О. Formation of submicrocrystalline structure in materials during dynamic recrystallization / О. Kaibyshev, R. Kaibyshev R., G. Salishchev // Materials Science Forum. - 1993. - Т. 113—115. - p. 423-428.

69. Салищев, Г.А. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства / Г.А. Салищев, О.Р. Валиахметов, Р.М. Галеев [и др.] // Металлы. - 1996. - № 4. - С. 86.

70. Китайский, В.Е. / В.Е. Китайский, Н.И. Крылов, А.З. Слоним // Термическое и термомеханическое упрочнение металлов: сб. науч. работ. - Москва, 1978. - С. 21.

71. Huang, J.Y. Microstructures and dislocation configurations in nanostructured Cu processed by repetitive corrugation and straightening /J.Y. Huang, Y.T. Zhu, H. Jiang, T.C. Lowe //Acta materialia. - 2001. - Т. 49, № 9. - С. 1497-1505.

72. Saito Y. Novel ultra-high straining process for bulk materials—development of the accumulative roll-bonding (ARB) process / Y. Saito, H. Utsunomiya, N. Tsuji, T. Sakai //Acta materialia. - 1999. - Т. 47, № 2. - С. 579-583

73. Tsuji, N. ARB (Accumulative Roll-Bonding) and other new Techniques to Produce Bulk Ultrafine Grained Materials / N. Tsuji, Y. Saito, S. Lee, Y. Minamino //Advanced Engineering Materials. - 2003. - Т. 5, № 5. - С. 338-344.

74. Bridgman, P. W. Effects of high shearing stress combined with high hydrostatic pressure / P.W. Bridgman // Physical Review - 1935. - Т. 48, № 10 - С. 825-847.

75. Бриджмен, П.В. Исследование больших пластических деформаций и разрыва / П.В. Бриджмен. - М.: Изд-во инстр. лит, 1955. - 444 с.

76. Valiev, R. Z. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure / R.Z. Valiev, N. A. Krasilnikov, N. K. Tsenev // Materials Science and Engineering: A. -1991. - Т. 137. - С. 35-40.

77. Бейгельзимер, Я.Е. Новые схемы накопления больших пластических деформаций с использованием гидроэкструзии / Я.Е. Бейгельзимер, В.Н. Варюхин, С.Г. Сынков [и др.] // Физика и техника высоких давлений. - 1999. - Т. 9, № 3. - С. 109-111.

78. Beygelzimer, Y. A new severe plastic deformation method: Twist Extrusion / Y. Beygelzimer, D. Orlov, V. Varyukhin // Ultrafine Grained Materials II; Ed. By Y.T. Zhu, T.G. Langdon, R.S. Mishra, S.L. Semiatin, M.J. Saran, T.C. Lowe. TMS (The Minerals, Metals & Materials Society). - 2002. - С.297-304.

79. Сегал, В. М. Пластическая обработка металлов простым сдвигом / В.М. Сегал,

B.И. Резников, А.Е. Дробышевский [и др.] // Известия АН СССР. Металлы. -1981. - № 1. - С. 115-123.

80. Prangnell, P. B., Finite Element Modelling of Equal Channel Angular Extrusion / P.B. Prangnell, C. Harris, S.M. Roberts // Scripta Materialia. - 1997. - № 37. - С. 983-989.

81. Cui, H.J. The Three-Dimensional Simulation of Flow Pattern in Equal-Channel Angular Extrusion / H.J. Cui, R.E. Goforth, K.T. Hartwig // JOM. - 1998. - № 8 (50). -

C. 1-5.

82. Azushima, A. Severe plastic deformation (SPD) processes for metals / A. Azushima, R. Kopp, A. Korhonen [et al.] // CIRP Annals-Manufacturing Technology. - 2008. - Т. 57, № 2. - С. 716-735.

83. Устройство для упрочнения материала давлением: пат. USSR 492780 / В. М. Сегал, B. Я. Щукин; опубл. 25.11.1975, Бюл. № 43. 2с

84. Маркушев, М. В. К вопросу об эффективности некоторых методов интенсивной пластической деформации, предназначенных для получения объемных наноструктурных материалов / М.В. Маркушев // Письма о материалах. - 2011. -Т. 1, № 1. - С. 36-42.

85. Валиев, Р. З. Развитие равноканального углового прессования для получения ультрамелкозернистых металлов и сплавов / Р.З. Валиев // Металлы. - 2004. - №. 1. - С. 15-21.

86. Pippan, R. Saturation of fragmentation during severe plastic deformation/ R. Pippan, S. Scheriau, A. Taylor [et al.] // Annual Review of Materials Research. - 2010. - Т. 40. -С. 319-343.

87. Бейгельзимер, Я.Е. Новые схемы накопления больших пластических деформаций с использованием гидроэкструзии / Я.Е. Бейгельзимер, В.Н. Варюхин, В.Г. Сынков [и др.] // Физика и техника высоких давлений. - 1999. - Т. 9, №3. - С. 109-110.

88. Винтовая экструзия - процесс накопления деформаций: научное издание / Я.Е. Бейгельзимер [и др.]. - Донецк: ТЕАН, 2003 г. - 85 с.

89. Пашинская, Е.Г. Структурные аспекты винтовой экструзии / Е.Г. Пашинская, В.Н. Варюхин, В.М. Ткаченко [и др.] // Вопросы материаловедения. - 2008. - № 2 (54). - С.60-70.

90. Столяров, В.В. Деформационные методы измельчения структуры / В.В. Столяров // Вестник научно-технического развития. - 2003. - № 4 (68). - С.29-36.

91. Дедюлина, О.К. Формирование ультрамелкозернистой структуры в среднеуглеродистой стали 40ХГНМ ротационной ковкой и ее влияние на механические свойства / О.К. Дедюлина, Г.А. Салищев // Фундаментальные исследования. - 2013. - № 1. - С.701-706.

92. Vilotic, M. Severe plastic deformation by multistage compression / M.Vilotic, D. Kakas, L. Sidanin [et al.] // Journal for Technology of Plasticity. - 2013. - Vol. 38, № 1 - P. 33-42.

93. Астафурова, Е.Г. Влияние исходного состояния низкоуглеродистых сталей на структуру и механические свойства, формируемые при равноканальном угловом прессовании / Е.Г. Астафурова, Г.Г. Майер, Е.В. Найденкин [и др.] // Известия Томского политехнического университета. - 2014. - Т. 324, №. 2. - С. 107-117.

94. Астафурова, Е.Г. Структура и механические свойства низкоуглеродистой феррито-перлитной стали 10Г2ФТ после интенсивной пластической деформации и последующих высокотемпературных отжигов / Е.Г. Астафурова, Г.Г. Захарова, Е.В. Найденкин // Физическая мезомеханика. - 2010. - Т. 13. - №2. 4. - С. 91-101.

95. Иванов, А.М. Комбинирование методов обработки - эффективный способ управления ударной вязкостью сталей / А.М. Иванов, Е.С. Лукин // Известия Самарского научного центра Российской академии наук. - 2012. - Т.14, №4(5). -С.1239-1242.

96. Рыбин, В.В Технологии создания конструкционных наноструктурированных сталей / В.В. Рыбин, В.А. Малышевский, Е.И. Хлусова // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2009. - № 6. - С.3-7.

97. Василевский, О.В. Пути оптимизации технологических процессов ковки труднодеформируемых и малопластичных сталей / О.В. Василевский, В.В.Кухарь // Вюник Хмельницького нацюнального ушверситету. - 2009. - №. 1. - С. 34-38.

98. Печеркина, Н.Л. О наследовании дислокационной структуры при ОЦК - ГЦК превращении в процессе нагрева / Н.Л. Печеркина, В.В. Сазарадзе, Т.П. Васечкина // Физика металлов и металловедение. - 1988. - Т. 66, № 4. - С. 750757.

99. Горелик, С.С. Исследование процесса формирования зародышей рекристаллизации / С.С. Горелик, М.П. Усиков // Физика металлов и металловедение. - 1964. - Т. 17, № 1. - С. 63-72.

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

101. Лахтин, Ю.М. Материаловедение: учебник для вузов / Ю.М. Лахтин, В.П. Леонтьева. - 3-е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение, 1990. - 528 с.

102. Cahn, R.W. Recrystallization of single crystals after plastic bending / R.W. Cahn // Journal of the Institute of Metals. - 1949. - V.76. - P.121-143.

103. Кайбышев, О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов: монография / О.А. Кайбышев. - М.: Металлургия, 1984. - 264 с.

104. Lee, D. The nature of superplastic déformation in the Mg-Al eutectic / D. Lee // Acta Metallurgica. - 1969. - V.17, № 8. - P. 1057-1069.

105. Бурке, Д.Е. Рекристаллизация и рост зерен / Д.Е. Бурке, Д. Танбалл // Успехи физики металлов. Т.1 / под. ред. Я.С. Уманского, Б.Н. Финкельштейна. - М.: Металлургия, 1956. - С. 368-456.

106. Рафалович, Ц.Н. Параметры рекристаллизации при индукционном нагреве / Ц.Н. Рафалович // Физика металлов и металловедение. - 1956. - Т.2, N2. - С. 259-269.

107. Федюкин, В.К. Метод термоциклической обработки металлических материалов /

B.К. Федюкин. - Л.: Ленинградский Дом научно-технической пропаганды, 1979. - 22 с.

108. Федюкин, В.К. Закономерности и особенности фазовых превращений при термоциклической обработке и её влияние на надёжность изделий из сталей перлитного класса: монография / В.К. Федюкин. - Л.: изд-во Ленингр. ун-та, 1974. - 30 с.

109. Федюкин, В.К. Термоциклическая обработка металлов и деталей машин / В.К. Федюкин, М.Е. Смагоринский. - Л.: Машиностроение: ленинградское отделение, 1989. - 257 с.

110. Садовский, В.Д. Структурная наследственность в стали: монография / В.Д. Садовский. - М., "Металлургия", 1973. - с. 208.

111. Физические основы термоциклической обработки стареющих сплавов: монография / Р.Л. Тофпенец [и др.]; науч. ред. А.И. Гордиенко. - Минск: Навука i тэхника, 1992. - 189 с.

112. Grange, R.A. Strengthening steel by austenite grain refinement / R.A. Grange // Transactions American Society for Metals. - 1966. - V. 59. - Р. 26-47.

113. Портер, Л.Ф. Регулирование размера зерна путем термоциклирования / Л.Ф. Портер, Д.С. Добковски // Сверхмелкое зерно в металлах: сб. науч. тр. / пер. с англ. В.В. Романеева и А.А. Григорьяна; под ред. Л.К. Гордиенко. - М.: Металлургия, 1973. - С. 135 - 164.

114. Перкас, М.Д. Высокопрочные мартенситостареющие стали / М.Д. Перкас, В.М. Кардонский. - М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

115. Заяц, Л.Ц. Структурная наследственность и перекристаллизация при "быстрой" аустенитизации системно-легированных сталей / Л.Ц. Заяц, Д.О. Панов, М.Г. Закирова // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. - N 10. -

C. 18-23.

116. Zwell, L. / L. Zwell, L. Gorman , Weissman S. // Transactions American Society for Metals. - 1966. - V.59, №1. - P. 491

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

118. Упрочнение сталей / Бородина Н.А. [и др.]. - Свердловск: Металлургиздат, 1960.

- 132 с.

119. Баранов, А.А. Структурные изменения при термоциклической обработке металлов / А.А. Баранов // Металловедение и термическая обработка металлов. -1983. - №12. - С. 2-10.

120. Баранов, А.А. Фазовые превращения и термоциклирование металлов: монография / А.А. Баранов. - Киев: Наукова думка, 1974. - 232 с.

121. Клейнер, Л.М. Свойства легированного низкоуглеродистого мартенсита / Л.М. Клейнер, Л.И. Коган, Р.И Энтин Р.И. // Физика металлов и металловедение. -1972. - Т.33, №. 4. - С. 824-830.

122. Коган, Л.И. Особенности превращения аустенита в малоуглеродистых легированных сталях / Л.И. Коган, Л.М. Клейнер, Р.И. Энтин // Физика металлов и металловедение. - 1976. - Т.41, № 1. - С. 118-124.

123. Каменских, А.П. Особенности у^а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ / А.П. Каменских, Л.Ц. Заяц, Л.М Клейнер [и др.] // Физика металлов и металловедение.

- 2002. - Т.93, № 1. - С. 90-93.

124. Заяц, Л.Ц. Диспергирование структуры сталей в условиях интенсивного термического воздействия. Часть 2. Исследование влияния системы легирования на эволюцию структуры при аустенитизации / Л.Ц. Заяц, Д.О. Панов, Ю.Н. Симонов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2010. - №11. -С. 20-25.

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

126. Башнин, Ю.А. Низкоуглеродистые высокопрочные легированные стали мартенситного класса / Ю.А. Башнин, В.К. Галкин, В.М. Коровина // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1980. - № 10. - С. 50-52.

127. Башнин, Ю.А. Применение ЭВМ для разработки низкоуглеродистых экономнолегированных высокопрочных сталей / Ю.А. Башнин, В.К. Галкин,

Ю.В. Васильев // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1989. -№ 8. - С. 34-37.

128. Энтин, Р.И. Структура и свойства некоторых низкоуглеродистых легированных свариваемых сталей / Р.И. Энтин, М.Н. Панкова, С.В. Успенская [и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1991. - № 6. - С. 31-33.

129. Симонов, Ю.Н. Превращения, структура и свойства системно-легированных низкоуглеродистых безникелевых сталей / Ю.Н. Симонов, М.Ю. Симонов, Д.П. Подузов [и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2012. -№ 11. - С.4-11.

130. Быкова, П.О. Выявление границ аустенитных зерен в сталях с мартенситной структурой методом окисления / П.О. Быкова, Л.Ц. Заяц, Д.О. Панов // Заводская лаборатория и методы неразрушающего контроля. - 2008. - № 6. - С. 42-45.

131. Стали и сплавы. Методы выявления и определения величины зерна: ГОСТ 563982. - Введ. 1983-01-01. - М. : Изд-во стандартов, 1994. - 16 с.:ил.

132. Ахназарова, С.Л. Методы оптимизации эксперимента в химической технологии: учеб. пособие для хим.-технол. спец. вузов / С.Л. Ахназарова, В.В. Кафаров. - 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Высш. шк., 1985. - 327 с.

133. Салтыков, С.А. Стереометрическая металлография: монография / С.А. Салтыков. - 3-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1970. - 376 с.

134. Металлы. Метод измерения твердости по Роквеллу: ГОСТ 9013-59. - Введ. 196901-01. - М.: Изд-во стандартов, 2001. - 10 с.:ил.

135. Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников: ГОСТ 945076. - Введ. 1977-01-01. - М. : Изд-во стандартов, 1993. - 35 с.:ил.

136. Романов, П.В. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении стали: атлас термокинетических диаграмм. Ч.1: Текрмокинетический метод исследования превращений аустенит / П.В. Романов, В.П. Радченко. -Новосибирск: Изд-во Сиб. Отд. АН СССР, 1960. - 51с. - С. 17-18.

137. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов / Л.И. Миркин; под общ. ред. проф. Я. С. Уманского - М.: Государственное издательство физико-математической литературы, 1961. - 864 с.

138. Горелик, С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: учеб. пособие для вузов /С.С. Горелик, Ю.А. Скаков, Л.Н. Расторгуев. - 3-е изд., доп. и перераб. - М.: МИСИС, 1994. - 360 с.

139. Металлы. Методы испытаний на растяжение: ГОСТ 1497-84. - Введ. 1986-01-01. - М.: Изд-во стандартов, 2005. - 24 с.:ил.

140. Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах: ГОСТ 9454-78. - Введ. 1979-01-01. - М.: Изд-во стандартов, 2005. - 24 с.: ил.

141. Бабич, В.К. Деформационное старение стали: монография / В.К. Бабич, Ю.П. Гуль, И.Е. Долженков. - М.: Металлургия, 1972. - 320 с.

142. Васильева, А.Г. Деформационное упрочнение закаленных конструкционных сталей: монография / А.Г. Васильева. - М.: Машиностроение, 1981. - 231 с.

143. Саррак, В.И. Исследование явления деформационного старения железа / В.И. Саррак, С.О. Суворова, Р.И. Энтин // Проблемы металлов и физики металлов. -1964. - №8. - С. 125-142.

144. Клейнер, Л.М. Процессы деформационного старения мартенсита / Л.М. Клейнер, В.И. Саррак, С.О. Суворова [и др.] // Повышение прочности конструкционной стали и сплавов. - М.: МДНТН, 1966. - С. 80-81.

145. Клейнер, Л.М. Деформационное старение мартенсита: дис... канд. техн. наук: 05.16.01 / Клейнер Леонид Михайлович. - М., 1968. - 124 с.

146. Блантер, М.Е. Влияние углерода и холодной пластической деформации после закалки на свойства стали / М.Е, Блантер, С.Ш. Шамиев // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1965. - №2 9. - С. 32-35.

147. Курдюмов, Г.В. О кристаллической структуре закаленной стали / Г.В. Курдюмов // Проблемы металловедения и физики металлов. - М.: Металлургия, 1968. -Вып. 9. - С. 8-23.

148. Стародубов, К.Ф. Упрочнение стали при деформационном старении мартенсита / Стародубов К.Ф., Касилов А.Н.. // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1974. - № 1. - С. 58-60.

149. Курдюмов, Г.В. Деформационное старение мартенсита с применением гидроэкструзии / Г.В. Курдюмов, Л.Ф. Верещагин, Р.И. Энтин [и др.] // Физика металлов и металловедение. - 1970. - Т. 29, № 4. - С. 869-873.

150. Гуревич, Я.Б. Исследование процесса деформационного старения мартенсита с использованием гидроэкструзии / Я.Б. Гуревич, В.Н. Дмитриев, Ю.С. Коняев [и др.] // Физика и химия обработки материалов. - 1968. - №2 5. - С. 172-175.

151. Разрушение. (Современные представления): в 7-ми т. / ред. Г. Либовиц. - М.: Металлургия, 1973. Т. 6: Разрушение металлов / Н. С. Столофф, А. Т. Инглиш, У. А. Бакофен ; пер. с англ.: В. А. Займовский, В. Д. Лаптев. - 1976. - 496 с.

152. Липчин, Н.Н Фазовые и структурные превращения при нагреве металлов и сплавов / Н.Н. Липчин, Ю.А. Белых, С.А. Коковякина // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1976. - №2 6. - С. 60-64.

153. Блантер, М.Е. Теория термической обработки: учебник для вузов / М.Е. Блантер. - М.: Металлургия, 1984. - 328 с.

154. Панов, Д.О. Исследование процессов собирательного роста зерна аустенита в низкоуглеродистых мартенситных сталях / Д.О. Панов, А.Н. Балахнин, М.Г. Титова // Инновационные технологии в машиностроении: материалы междунар. науч.-практ. конф., г. Пермь, 24-25 мая 2012 г.: сб. материалов. - Пермь: Изд-во ПНИПУ, 2012. - С. 115-117.

155. Панов, Д.О. Исследование условий равновесия аустенит-карбид в многокомпонентной системе на основе железа / Д.О. Панов, Л.Ц. Заяц // Конструкции из композиционных материалов. - 2006. - №2 4. - С. 177-181.

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

157. Панов, Д.О. Эволюция структуры и свойств при интенсивной термоциклической обработке холоднодеформированной закаленной системно-легированной стали 10Х3Г3МФ / Д.О. Панов, А.Н. Балахнин, М.Г. Титова [и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2012. - №2 11. - С. 17-22.

158. Панов, Д.О. Исследование фазовых и структурных превращений закаленной низкоуглеродистой стали в условиях многократного интенсивного термического воздействия / Д.О. Панов, Ю.Н. Симонов, П.А. Леонтьев [и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2012. - № 11 (689). - С. 2832.

Приложение А

Акт промышленного опробования разработанной технологии на базе ОАО

"ПНИТИ"

Утверждаю / Генеральный директор ^ ^ Л"' ' Ю.В. Трапезников

« (т», о^ии ] 2013 г.

АКТ № 1/С/о( от 17 оз промышленного опробования результатов научно-исследовательских работ и технологических разработок по теме «Формирование ультрамелкозернистой структуры и повышение комплекса механических свойств конструкционных сталей методом комплексного механо-термического воздействия»

Настоящим актом подтверждается, что совместная научная группа специалистов ФГБОУ ВПО «Пермский национальный исследовательский политехнический университет» и ОАО «Пермский научно-исследовательский технологический институт» в период с 2011 по 2013 г.г. провела в ОАО «ПНИТИ» комплекс научных исследований, в результате которых разработаны и опробованы эффективные технологические процессы производства цилиндрических и трубных промышленных заготовок из конструкционных сталей, позволяющие повысить уровень прочности и надежности используемых материалов.

В ходе проведения научно-исследовательских работ были разработаны и опробованы следующие технологии:

- холодная радиальная ковка с различными степенями деформации промышленных трубных заготовок из углеродистых и низколегированных сталей после предварительного термического улучшения;

- комплексная деформационно-термическая обработка промышленных трубных заготовок из углеродистых и низколегированных сталей, включающая в себя последовательно реализуемые термическое улучшение, холодную радиальную ковку со степенью деформации е~55% и последеформационный нагрев в интервале температур 200-650°С;

- комплексная деформационно-термическая обработка цилиндрических заготовок из закаленных конструкционных низкоуглеродистых сталей, заключающаяся в холодной радиальной ковке со степенью деформации -60% и последующем последеформационном отжиге при 450-550°С;

комплексная деформационно-термоциклическая обработка цилиндрических заготовок из закаленных конструкционных низкоуглеродистых сталей, заключающаяся в холодной радиальной ковке со степенью деформации е=60% и

последующей термоциклической обработке с 1-7 циклами на температуру 900-1000°С.

Результатами опробования научно-исследовательских работ и технологических разработок стало изготовление в заводских условиях цилиндрических и трубных заготовок из конструкционных сталей в ультрамелкозернистом состоянии по различным режимам комплексной деформационно-термической (термоциклической) обработки с уникальным сочетанием характеристик механических свойств. В таблице 1 приведены некоторые режимы комплексной обработки. Полученные в промышленных условиях заготовки из конструкционных сталей способны конкурировать с получаемыми аналогами в современных лабораторных условиях при интенсивной пластической деформации.

Таблица 1. Примеры некоторых из опробованных промышленных технологий комплексной деформационно-термической обработки.

№ п/п Вид обработки Марки стали (исходная структура) Исходная заготовка Результат опробования

1 Термическое улучшение и холодная РК (Е~55%) 35Х (дисперсный сорбит отпуска) Труба наружным диаметром 70 мм, толщиной стенки 15 мм Повышение о0.: на 50%, ов на 25%; при снижении б, у КС1Г20, КСТ20 на 7-17%

2 Термическое улучшение и холодная РК (е~40%) 20 (дисперсный сорбит отпуска) Повышение о0.2 на 70%, о» на 30%; при снижении »у КСIX20, КСГ20 на 8-20% и пластичности на 40%(5 после обработки = 18%)

3 Термическое улучшение, холодная ' РК (8=55%) и последеформационный отжиг при 600°С 35 (дисперсный сорбит отпуска) Повышение предела текучести на 50%, предела прочности на 10%, ударной вязкости КС! " " в 5 раз при незначительном снижении б, »у КСТ " (-5-7%)

4 Холодная радиальная ковка (е^60%) и последеформационный отжиг 550 °С ЮХЗГЗМФ (мартенсит) Пруток 018.5 мм Повышение о0.2 на 37% до 1290 МПа, рост ударной вязкости КСТ в 3 раза до 0,63 МДж/м: при сохранении пластичности исходно закаленного состояния (6=16%)

7

Приложение Б

Акт об использовании результатов диссертационной работы в учебном процессе ФГОУ ВПО Пермского национального исследовательского политехнического

университета

исследовательский политехнический университет" результатом диссертационной работы

Результаты диссертационной работы Палахпина Л Н "Формирование структуры и свойств закаленных конструкционных низкоуглеролиешх сталей при холодной радиальной ковке и последующем термическом воздействии", выполненной на кафедре "Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов" Ф ГБОУ ВПО "Пермский национальный исследопатс 1ьскии политехнический университет" используются в учебном процессе кафедры "Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов".

Материалы диссертационных исследований включены в курсы лекций по направлению подготовки 150400.68 "Металлургия" в магистерской программе "Металловедение и т ехноло1и* термической обработки сталей и высокопрочных сплавов" (очная и заочная формы обучения) при изучении дисциплин "Современные и перспективные процессы и оборудование для термической обработки", "Современные и перспективные материалы в машиностроении" и 'Физика и механика разрушения". Полученные при выполнении диссертационной работы результаты использованы при написании учебного пособия "Наноструктурыыс стали": учебное пособие иш студентов очной формы обучения / ДО Панов. Ю.Н, Симонов, АН. Бшшхнин, АС. Перцев, Е.Н. Орлова - Пермь: Ичд-но ППИПУ. 2013 - 75 с.

Кроме того, результаты выполненных теоретико-экспериментальных исследований используются в научно-исследовательской работе студентов в ходе курсового и дипломного проектирования, при подготовке бакалаврских работ и магистерских диссертаций.

Использование материалов диссертационной работы Бал ахни на А.Н. в образовательном процессе позволяет расширить представления о закономерностях эволюции структуры и механических свойств конструкционных низкоугдеродиетыч сталей в процессе комплексной деформационно-термической, а также деформационно-термоцикличсской обработки

УТВЕРЖДАЮ

11роректор по науке и инновациям 1]£Р*1СЦ£>го национального '»«¡¡О^^йа'^ьского политехнического

об использовании в > чебном процессе ФГ1

Палахнина Александра Николаевича

Декан Меха) I и ко-тсхи о ло 1»I чес ко го фак) льтета доктор технических наук, профессор

В. Я Беленький

Зам. декана по методической работе Механике- технологического факультета кандидат течническич наук, доцент