Влияние легирования никелем и молибденом на устойчивость аустенита и формирование структуры и свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей с повышенным содержанием углерода тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Закирова, Мария Германовна

• Закирова, Мария Германовна
• кандидат технических наук
• 2010

Оглавление диссертации кандидат технических наук Закирова, Мария Германовна

Содержание

Введение

1 Формирование структуры при мартенситном превращении, 9 конструкционная прочность и технологичность низколегированных сталей мартенситного

1.1 Низкоуглеродистые мартенситные и традиционные 9 конструкционные стали

1.1.1 Анализ свойств современных среднеуглеродистых 9 конструкционных сталей

1.1.2 Преимущества низкоуглеродистых мартенситных сталей

1.2 Конструкционная прочность

1.2.1 Пути повышения конструкционной прочности

1.2.2 Структура низкоуглеродистой мартенситной стали с 17 высокой конструкционной прочностью

1.3 Мартенситное и бейнитное превращение в 18 среднеуглеродистых конструкционных сталях

1.3.1 Мартенситное превращение (сдвиговое превращение) в 18 сталях с содержанием углерода 0,2-0,6 %

1.3.2 Способы получения низкоуглеродистого пакетного 23 мартенсита.

1.3.3. Бейнитное превращение (промежуточное превращение)

1.4 Влияние легирующих элементов на фазовые превращения, 33 структуру и свойства НМС

1.4.1 Влияние содержания углерода на устойчивость

аустенита структуру и свойства

1.4.2. Влияние никеля, хрома и молибдена на устойчивость 36 переохлажденного структуру и свойства сталей

1.5. Процессы отпуска в сталях с мартенситной структурой

1.6 Постановка задачи

2 Материалы и методики проведения исследований

2.1 Материалы исследования

2.2 Методики исследований

2.2.1 Металлографический анализ

2.2.2 Электронно-микроскопические исследования

2.2.3 Дилатометрические исследования

2.2.4 Магнитометрические исследования

2.2.5 Дифференциальная сканирующая калориметрия

2.2.6 Рентгеноструктурный анализ

2.2.7 Испытания на растяжение

2.2.8 Испытания на ударную вязкость

2.2.9 Дюрометрические исследования 61 Выводы по главе

3. Исследование возможности повышения прочности НМС без

применения сильных карбидообразующих элементов.

3.1 Исследование влияния исходного состояния на фазовые 62 превращения при нагреве и охлаждении

3.1.1. Влияние исходного состояния стали на размер зерна и 62 твердость

3.1.2 Исследование исходной структуры

3.1.3 Влияние исходного состояния на температуры фазовых 66 переходов

3.2 Влияние химического состава сталей на устойчивость 69 переохлажденного аустенита, положение критических температур фазовых переходов

3.2.1 Влияние легирования на устойчивость переохлажденного 69 аустенита

3.2.2 Влияние никеля на устойчивость переохлажденного 81 аустенита

3.2.3 Влияние молибдена на устойчивость переохлажденного 83 аустенита при одинаковом содержании углерода

3.2.4 Влияние углерода (0,17-0,24%) при одинаковом содержании 84 молибдена на превращение переохлажденного аустенита

3.2.5 Исследование возможности выделения карбидов при 85 изотермических выдержках

3.3 Исследование влияния температуры аустенитизации на размер 87 зерна и твердость

3.4 Влияние скорости охлаждения после аустенизации на 95 твердость сталей

Выводы по главе

4. Разработка технологических параметров упрочнения

5. Практическая реализация исследований и проведение натурных 115 испытаний деталей винтовых забойных двигателей из низкоуглеродистой мартенситной стали с повышенным содержанием углерода

5.1 Условия работы и характеристики материалов винтовых 115 забойных двигателей

5.2 Результаты натурных испытаний деталей винтовых забойных

двигателей из НМС 24Х2Г2НМ

Выводы

Список использованных источников

Приложения

Приложение 1

Приложение 2

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние легирования никелем и молибденом на устойчивость аустенита и формирование структуры и свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей с повышенным содержанием углерода»

Введение

Современные конструкционные материалы должны обладать широким спектром свойств и стабильно их проявлять при экстремальных значениях параметров нагружения. Такая стабильность механических свойств возможна только в случае гарантированного получения необходимой структуры материала. Для высокопрочных сталей оптимальной базовой является структура низкоуглеродистого пакетного мартенсита.

Применяемые в настоящее время стали с прочностью ств = 800-1200 МПа имеют ряд технологических недостатков. Низкая устойчивость аустенита при охлаждении обусловливает необходимость закалки в жидких средах. В результате возникают высокие остаточные напряжения, коробление и деформация, необходимость правки. Стали с прочностью ав > 800 МПа плохо свариваются. При сварке необходим предварительный подогрев или ограничение времени между сваркой и последующим отпуском. В закаленном состоянии эти стали имеют низкие характеристики вязкости и пластичности.

В последние десятилетия 20 века разработан новый класс материалов -низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС), обладающих исключительными технологическими свойствами. Они легированы таким сочетанием элементов, которое при содержании углерода менее 0,12% обеспечивает высокую устойчивость аустенита при охлаждении, гарантирующую прокаливаемость до сечений 200-250 мм при охлаждении на воздухе. Типичными представителями НМС, широко применяемые в промышленности в настоящее время, являются стали 12Х2Г2НМФТ, 07ХЗГНМ, 08Х2Г2Ф, 20ХЗГЗНМФБ. Для НМС с низким содержанием углерода характерна высокая прокаливаемость при медленном охлаждении на воздухе. Особое строение низкоуглеродистого мартенсита (С < 0,11%, Мн « 400 °С) - пакетный мартенсит с высокой плотностью слабо закрепленных дислокаций (101СИ2см"2), и, как следствие, малыми остаточными напряжениями,

обеспечивает прочность ств = 1000-1200 МПа в сочетании с высокой пластичностью и вязкостью в свежезакаленном состоянии.

Особенность формирования структуры НМС позволяет осуществлять совмещенный процесс горячего формообразования (прокатки, ковки, штамповки и т.п.) с закалкой на воздухе при температуре цеха, т.е. без специальных охлаждающих сред, зачастую экологически вредных (масло, щелочи и др.). Применение термоупрочненных заготовок исключает самостоятельную операцию закалки и использование соответствующего оборудования для нагрева и охлаждения.

При наличии оборудования для горячей деформации, обеспечивающего требуемую точность заготовок, для НМС исключается необходимость правки, применяемой после закалки в жидких средах заготовок из традиционных сталей, подверженных короблению. Низкая склонность к деформации, высокая прокаливаемость и достаточно высокая отпускоустойчивость и вязкость в закаленном состоянии обусловливают хорошую свариваемость НМС в закаленном состоянии с прочностью ав > 1000 МПа.

Высокая технологичность НМС при изготовлении термоупрочненного проката на металлургических заводах и заготовок деталей и сварных конструкций на машиностроительных заводах, позволяет сократить производственный цикл, исключить применение вредных закалочных жидкостей, самостоятельную операцию закалки при осуществлении совмещенного процесса горячей деформации с закалкой на воздухе, обеспечить прочность ств>1000 МПа.

При сварке термоупрочненных конструкций не требуется подогрева и ограничения времени между сваркой и отпуском.

Одно из направлений дальнейшего прогресса в сталях мартенситного класса связано с повышением конструкционной прочности - рациональным легированием, обеспечивающим мартенситное превращение при медленном охлаждении. Легирование мартенситных сталей позволяет обеспечить

прокаливаемость в крупногабаритных изделиях при замедленном охлаждении на спокойном воздухе и, в результате, отказаться от использования экологически вредных закалочных сред.

Увеличение в стали содержания углерода дает возможность повысить характеристики прочности. Однако при этом возникает риск снижения устойчивости переохлажденного аустенита и развития крайне нежелательного, с точки зрения обеспечения вязкости, бейнитного превращения. Поэтому поиск составов сталей, позволяющих повысить характеристики прочности, и одновременно сохранить преимущества сталей со структурой пакетного мартенсита, является актуальным как с научной, так и с практической точек зрения.

В работе изложены принципы создания НМС с повышенной прочностью, особенности структурообразования, обеспечивающие указанные преимущества. Выбор химического состава стали по параметрам цена - качество предполагал рациональное легирование, то есть обеспечение максимального повышения комплекса эксплуатационных и технологических свойств при минимальном количестве дорогих легирующих элементов.

1. Формирование структуры при мартенситном превращении, конструкционная прочность и технологичность низколегированных

сталей мартенситного класса 1.1 Низкоуглеродистые мартенситные и традиционные

конструкционные стали

1.1.1 Анализ свойств современных среднеуглеродистых конструкционных сталей

К традиционно применяемым улучшаемым маркам относят стали с содержанием углерода от 0,18 до 0,4%, с марганцем, хромом, титаном, молибденом, вольфрамом, ванадием, кремнием и др., в различных сочетаниях элементов при их суммарном количестве не более 7%. Использование широкого сортамента сталей необходимо вследствие того, что традиционно применяемые стали обеспечивают конструкционную прочность только в узком интервале значений комплекса свойств, ограничения также связаны с использованием конкретного технологического процесса, применяемого для отдельных групп сталей. Например, в настоящее время, в производстве для изготовления термоупрочняемых заготовок крупных и малых сечений наиболее широко применяются среднеуглеродистые конструкционные легированные стали с пределом прочности от 800 до 1200 МПа типа 38ХНМ, 38Х2Н2МА, 38ХНЗМ, 35Х, 30ХГСА, 40ХН, 40ХН2М и др. Эти стали относят к перлитному и бейнитному классам и обладают рядом недостатков, связанных с особенностями у—>а превращения.

1. В конструкционных сталях с содержанием углерода 0,2%-0,4% при закалке образуется мартенсит смешанного типа [1, 2, 3], в котором присутствует большое количество двойниковых границ, значительно снижающих способность к релаксации напряжений и, тем самым, способствующий охрупчиванию.

2. Свежезакаленный мартенсит из-за затрудненного перераспределения дислокаций обладает высокой прочностью, но низкой вязкостью и высоким порогом хладноломкости. Для повышения вязкости и снятия закалочных

напряжений конструкционные стали подвергают отпуску, но в результате этого падает прочность сталей.

3. Низкая устойчивость аустенита в некоторых конструкционных сталях, может привести при закалке к образованию гетерогенной структуры (перлита+бейнита+мартенсита), приводящая к снижению характеристик прочности и повышению критической температуры вязко-хрупкого перехода. Для получения полной закалки нужна высокая скорость охлаждения с применением экологически вредных жидкостей, которые необходимо утилизировать, регенерировать, хранить или заменять. Ускоренное охлаждение вызывает напряжения, приводящие к короблению и деформации, а также формированию остаточных напряжений, возникает опасность образования трещин, поскольку свежезакаленный мартенсит является хрупким. После закалки возникает потребность в применении правки, для чего требуется дополнительное оборудование, что увеличивает стоимость и трудоемкость изготовления деталей.

4. Почти все конструкционные стали обладают отпускной хрупкостью I и II рода

[4].

5. Применение при сварке среднеуглеродистых конструкционных сталей приводит к ряду проблем. В результате воздействия тепловых и усадочных напряжений, обусловленных увеличением объема при у—>а превращении, а также остаточных напряжений от сборки под сварку, образуются трещины при температурах ниже температуры мартенситного превращения. Для их предупреждения вынуждены применять предварительный подогрев, ограничивать интервал между сваркой и последующим отпуском. Предварительный подогрев способствует образованию верхнего бейнита, обладающего повышенной склонностью к хрупкому разрушению [5, 6].

Анализ применяемых конструкционных сталей с пределом текучести до 1200 МПа позволил выявить вышеуказанные недостатки с точки зрения использования в конструкции и с позиции технологичности и сформулировать

требования, которым должны удовлетворять стали, применяемые в изготовлении термоупрочняемых деталей и сварных конструкций.

С позиции конструирования стали должны обеспечивать [7]:

- Заданную конструкционную прочность деталей и сварных конструкций;

- Благоприятное сочетание характеристик прочности, пластичности и вязкости при условии эксплуатации в основном диапазоне температур -50.. .+50 °С;

- Возможность изготовления спроектированной конструкции с максимальной надежностью и минимальными затратами при новом и серийном производстве;

Возможность выбора и использования максимального количества технологических приемов изготовления деталей и сварных сборок;

- Возможность использования поверхностного упрочнения химико-термической и другой обработкой (азотирование, цементация, борирование, наплавка и т.д.);

- Минимальный вес изделий и расход металла;

- Хорошую обрабатываемость резанием;

- Универсальность применения, замену нескольких марок сталей одной.

Вышеуказанным требованиям наиболее полно отвечают разработанные под руководством профессора Энтина Р.И. и профессора Клейнера Л.М. в конце XX века низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС).

1.1.2 Преимущества низкоуглеродистых мартенситных сталей

Широкое применение в машиностроении нашли низкоуглеродистые мартенситные стали 07X3ГНМ, 08Х2Г2Ф, 12Х2Г2НМФТ. Их преимущества проявляются при проектировании новых конструкций, в технологическом процессе изготовления и эксплуатации изделий. Особенности НМС определяют следующие факторы:

1. Высокая устойчивость аустенита с низким содержанием углерода при непрерывном охлаждении, благодаря определенному сочетанию легирующих элементов [8].

2. Отсутствие бейнитного превращения.

3. Минимальные остаточные напряжения, благодаря медленному охлаждению, низкому содержанию углерода и высокой температуры начала мартенситного превращения.

4. Структура пакетного (реечного) мартенсита.

5. Высокая подвижность дислокаций, поскольку отсутствуют двойниковые границ в реечном мартенсите.

6. Высокая релаксационная способность в свежезакаленном и отпущенном состояниях. В результате НМС обладают высокой пластичностью и вязкостью в свежезакаленном и отпущенном состоянии при прочности ав= 1000-1200 МПа.

Технологические особенности [5]:

- Высокая прокаливаемость при охлаждении на воздухе. При этом исключается обязательное применение жидких закалочных сред, что в свою очередь приводит к исключению всех видов брака при закалке в жидких средах. Высокая устойчивость переохлажденного аустенита позволяет получать мартенситную структуру в изделиях значительного сечения при охлаждении на воздухе;

- Отсутствие склонности к деформации и короблению. Исключается правка, вызванная деформацией при термообработке;

- Совмещение горячего формообразования с закалкой на воздухе и в штампах без использования жидких сред. Обеспечивается изготовление точных термоупрочненных заготовок в металлургическом производстве с точностью, которую гарантирует оборудование для обработки давлением. Так же исключается закалка, правка, транспортировка в термический цех [9];

- Отсутствие обезуглероживания исключает дополнительные припуски и защиту от него;

- Хорошая свариваемость в термоупрочненном и нетермоупрочненном состояниях. Исключается подогрев под сварку, так же исключается ограничение времени между сваркой и отпуском. Отсутствует склонность к холодным и горячим трещинам. Повышается надежность из-за устранения

остаточных напряжений сварки. Так же ликвидируется зона термического влияния [10].

Конструкторские особенности:

- Обеспечение благоприятного сочетания характеристик прочности и вязкости, даже при температурах до -50 °С. Возможность эксплуатации конструкций при знакопеременных нагрузках и в условиях Крайнего Севера [11];

Хорошая деформируемость в холодном состоянии, в том числе термоупрочненном. Обеспечивает применение НМС для сложных сварных конструкций, получаемых с использованием холодной деформации. Экологические особенности

- Закаливаемость при охлаждении на воздухе. Закаливаемость на воздухе позволяет осуществить в действующем потоке металлургического производства закалку без применения жидких охлаждающих сред (техническая вода, масла, синтетические среды), которые являются источниками испарения вредных для здоровья человека веществ. В результате этого устраняется необходимость утилизации жидких охлаждающих сред и необходимость очистки деталей после закалки.

1.2 Конструкционная прочность

Конструкционная прочность характеризует возможность реализации в конкретных условиях нагружения прочности относительно определенной в стандартных условиях при одноосном центральном растяжении при условии вязкого разрушения [5]. Реализованная прочность сталей или конструкционная прочность в конкретной конструкции зависит от условий эксплуатации (напряженного состояния, скорости и цикличности нагружения, среды, температуры и т.д.) и комплекса свойств стали, который обуславливает реализуемый механизм упрочнения, определяющийся составом и свойствами.

Прочность сталей, определенная при одноосном растяжении зачастую не реализуется в конкретных условиях эксплуатации. Степень реализации прочности в конструкции можно определить как отношение напряжений в

момент разрушения в конкретных условиях эксплуатации детали к пределу прочности, определенному при стандартных испытаниях. [7]

Преждевременное разрушение наступает вследствие неравномерного распределения пиковых напряжений в объеме или на поверхности детали. Возникающие локальные пики напряжений, превышают предел прочности и приводят к образованию очага разрушения. В результате этого необходимая конструкционная прочность зависит от величины пиковых напряжений. Различают внутренние и внешние причины, определяющие локальную концентрацию напряжений. Внешние факторы обусловлены условиями нагружения: «мягкость» схемы напряженного состояния, скорость нагружения (динамическое или циклическое нагружение), температура эксплуатации, среда и давление. Внутренние факторы обусловлены реализуемым механизмом упрочнения, который в свою очередь определяется структурой и химическим составом сталей [7].

1.2.1 Пути повышения конструкционной прочности

Мартенситное превращение является основой современного способа упрочнения конструкционных сталей. При закалке сталей на мартенсит упрочнение с0;2 достигается за счет искажения кристаллической решетки при образовании пересыщенного твердого раствора углерода в решетке железа (Дсттр - твердорастворный механизм), создания тонкой субструктуры зерна (Дстс - субструктурный механизм), повышения плотности дислокаций (Дстд - деформационный механизм или дислокационный), закреплением их атмосферами атомов углерода и (или) карбидами (Лсгд.у. - дисперсионный механизм) [13, 14]. Таким образом, предел текучести стали с мартенситной структурой можно рассматривать как сумму следующих компонентов (1.1):

^ од = Со + ЛсТр + Лстд + До"с + Ладу.

(1.1.)

Морфологический тип мартенсита в сталях оказывает влияние не только на их прочность, но и на весь комплекс механических свойств. Малые размеры элементов субструктуры реечного мартенсита и высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах обеспечивают уровень прочности в пределах 1000- 1100 МПа. С повышением содержания углерода в стали увеличивается доля твердорастворного упрочнения, однако при содержании углерода более 0,2% происходит насыщение и закрепление дислокаций, что приводит к снижению ударной вязкости [15]. Низкое содержание углерода в твердом растворе минимизирует искажение решетки и, следовательно, силы Пайерлса - Набарро, что обеспечивает высокую пластичность при высоких напряжениях, когда наступает общая текучесть.

Одновременное повышение характеристик прочности и надежности возможно за счет диспергирования структуры стали. В конструкционных сталях со структурой пакетного мартенсита диспергирование структуры (пакета) возможно за счет уменьшения размера аустенитного зерна. В.И. Изотовым и др. [16] установлено, что в закаленной стали 45ХНМФА при диаметре аустенитного зерна менее 20 мкм предел текучести в результате диспергирования аустенита повышается строго в соответствии с зависимостью Холла-Петча. Л.Ф. Портер, а ранее P.A. Грэндж доказали возможность диспергирования аустенита до da<l мкм в результате проведения термоциклической обработки. При этом отмечено изменение типа мартенсита с реечного на блочный [17, 18, 19].

Эффективность деформационного механизма упрочнения пропорциональна плотности дислокаций. В низкоуглеродистых мартенситных сталях в результате у—-»а превращения образуется пакетный мартенсит с высокой плотностью дислокаций равной 10ю-1012см"2 [23].

Дисперсионное твердение. Изучение старения сплавов на основе железа является предметом многочисленных следовании [12, 24]. Экспериментально показано, старение в сплавах Fe - Ti наблюдается при концентрациях титана, превышающих 2,5—3%, в сплавах Fe - Mo, Fe - W при содержании второго

компонента 5-10%, что приводит к существенному удорожанию стали. Следует отметить, что при повышении прочности сплава, в результате старения, снижается пластичность [25]. Неравномерность распределения частиц обуславливает снижение пластичности приграничных зон и хрупкое разрушение по границам.

В настоящее время известны две группы низкоуглеродистых конструкционных сталей мартенситного класса, в которых возможно получение мартенситной структуры в процессе замедленного охлаждения: мартенситостареющие стали (МСС) [12] и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) [5,7]. МСС - это высокочистые, высоколегированные и поэтому весьма дорогие стали, их стоимость превышает в 10 раз стоимость НМС. Несмотря на это, МСС применялись для деталей с прочностью более 1400 МПа. Прочность НМС, созданных в 90-е гг. XX века, не превышала 1 ООО МПа, в настоящее время достигнута прочность 1200 МПа. В дальнейшем целесообразно исследовать возможность создания НМС с более высокой прочностью без применения сильных карбидообразующих элементов, при сохранении технологичности, присущей данному классу сталей.

Структура низкоуглеродистого мартенсита включает пакеты, слои и рейки [20]. Вклад различных элементов структуры в реализацию конструкционной прочности не равнозначен: чем меньше размер составляющей, тем большее влияние на свойства она способна оказать. Так по данным [21, 22] реечное упрочнение низкоуглеродистого пакетного мартенсита на 1-2 порядка превышает упрочнение, связанное с влиянием пакетов.

В современных низкоуглеродистых мартенситных сталях с содержанием углерода до 0,2% углерода доминирующими механизмами упрочнения являются дислокационное и зернограничное и субструктурное упрочнение.

Наиболее экономичным путем повышения прочности НМС является увеличение содержания углерода. В то же время этот путь является рискованным, поскольку повышение содержания углерода может привести к появлению бейнитного превращения. Упрочнение с помощью дисперсионного

твердения не экономично и не технологично, так как для его реализации нужно вводить специальные легирующие элементы для образования второй фазы. При дисперсионном твердении одновременно с повышением прочности понижается вязкость.

1.2.2 Структура низкоуглеродистой мартенситной стали с высокой

конструкционной прочностью

Для достижения высокого уровня конструкционной прочности сталь должна соответствовать следующим требованиям:

1) Структура - пакетный мартенсит. Для обладания высокой конструкционной прочностью сталь должна иметь максимальное отношение скорости релаксации к скорости упрочнения. Реечный мартенсит имеет целый ряд структурных особенностей, препятствующих локализации пластической деформации и инициации хрупкого разрушения.

2) Нежелательно образование в ходе закалки структур перлита, бейнита.

3) Карбидная фаза должна содержаться в количестве, не приводящем к полному закреплению дислокаций, в результате этого сохраняется подвижность дислокаций.

4) Минимальное накопление остаточных и эксплуатационных напряжений. Остаточные напряжения возникают между стыками деформированного металла и недеформированного. Остаточные напряжения опасны, так как они складываются с внешними нагрузками, в результате этого деталь будет выдерживать меньшие нагрузки.

5) Минимальное накопление закалочных напряжений. Закалочные напряжения складываются из термических и структурных напряжений. Термические напряжения возникают из-за градиента температур, распределенного по сечению изделия. Структурные напряжения возникают из-за разности объемов фаз при превращении аустенита в мартенсит (у—>а) и разного у них коэффициента термического расширения [26]. Большая величина закалочных напряжений может привести к деформации и короблению изделия,

и даже к образованию трещин. Уменьшить их можно за счет снижения скорости охлаждения, а так же высокой температуры начала мартенситного превращения и понижения содержания углерода.

6) Соотношение углерода и легирующих элементов должно обеспечивать высокую устойчивость аустенита при медленном охлаждении до начала мартенситного превращения.

7) Структура стали должна иметь минимальный размер зерна. Структура, обладающая всеми выше перечисленными требованиями,

обеспечит наибольшую релаксацию пиковых напряжений и механизм упрочнения, при котором дислокации подвижны, то есть, обеспечивается максимальное отношение скорости релаксации к скорости упрочнения.

1.3 Мартенситное и бейнитное превращение в среднеуглеродистых

конструкционных сталях 1.3.1 Мартенситное превращение (сдвиговое превращение) в сталях с

содержанием углерода 0,2-0,6 %

Мартенситное превращение является бездиффузионным фазовым превращением и состоит в закономерной перестройке гранецентрированной решётки аустенита в объемноцентрированную решетку мартенсита, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются один относительно другого в определенных направлениях на расстояние, не превышающее межатомное. В результате данное превращение происходит без изменения химического состава твердого раствора и не требует диффузионного перераспределения атомов углерода. При этом твёрдый раствор внедрения углерода в а-железе упорядочивается и имеет тетрагональную решётку, степень тетрагональности которой зависит от содержания углерода [27].

Сравнительный анализ механизма и кинетики мартенситного превращения среднеуглеродистых сталей и низкоуглеродистых мартенситных сталей представлен в табл. 1.1.

Таблица 1.1 - Механизм и кинетика мартенситного превращения среднеуглеродистых сталей и низкоуглеродистых мартенситных сталей

Параметры для Среднеуглеродистые Низкоуглеродистые

сравнения стали мартенситные стали

Механизм Бездиффузионный, Бездиффузионный, сдвиговой,

превращения осуществляющийся осуществляющийся

двойникованием поперечным скольжением

Ориентационное можно записать как: различными авторами [29, 30,

соотношение (011)м около 1° от 31] было обнаружено

(111)А; [111]м около 2° ориентационное соотношение-

от [101 ]А; [011]м около промежуточное между

3° от [112] А, а габитус пакета и реек близок к соотношениями Курдюмова-Закса и Нишиямы.

{111}А - {557}а. [28,

29, 30]

Кинетика Атермическая: Изотермическая:

превращения характерные Температурная зависимость

особенности начало имеющегося инкубационного

процесса при периода и объемной скорости

достижении превращения может быть

температуры Мн. описана С-образными кривыми

Превращение [32, 33]. Хотя за точку Мн

происходит без принимают температуру, ниже

инкубационного которой возможно образование

периода, протекает с мартенсита, в сталях с

большой скоростью и изотермической кинетикой при

распространяется на непрерывном охлаждении это

широкую область понятие становится

температур. неопределенным, так как

Параметры для Среднеуглеродистые Низкоуглеродистые

сравнения стали мартенситные стали

Приостановка температура начала

охлаждения при любой образования мартенсита зависит

температуре вызывает от скорости охлаждения.

полное прекращение

мартенситного

превращения. Для его

возобновления

необходимо большее

переохлаждение, что

достигается

понижением

температуры, при этом

увеличение объема ос -

фазы происходит не за

счет подрастания

старых кристаллов, а за

счет образования и

роста новых. [27]

Температурный Мн - Мк, лежит выше Температура начала

интервал комнатной. Мн - 380- изотермического мартенситного

превращения 350 °С,Мк- 150-80 °С. превращения, м^301 - условна. Она может существенно зависеть от чувствительности исследовательской аппаратуры, позволяющей "ловить" появление первых кристаллов мартенсита, и так же зависит от

Параметры для Среднеуглеродистые Низкоуглеродистые

сравнения стали мартенситные стали

скорости охлаждения [34, 3].

Мн-450-330 °С

Характеристика Мартенсит Мартенсит пакетный (реечный,

структура пластинчатый высокотемпературный),

(двойникованный, Субструктура пакетного

низкотемпературный) и мартенсита имеет сложное

пакетный (реечный, дислокационное строение, для

высокотемпературный) которого характерны

(рис. 1.1). дислокационные сплетения при

высокой плотности дислокаций

-порядка Ю10-Ю12см"2.

Низкоуглеродистый пакетный

мартенсит имеет тонкую

субмикроструктуру, состоящую

из пакетов параллельных

пластин (рис. 1.1). В пределах

одного бывшего зерна имеется

несколько по-разному

ориентированных пакетов.

Разориентировка между

пластинами в пределах одного

пакета составляет не более 1-3°,

толщина пластин составляет

0,1-1,0 мкм. Плотность

дислокаций внутри кристаллов

выше Ю10 см-2 [7].

Пакетный мартенсит обладает целым рядом структурных особенностей, препятствующих локализации пластической деформации и появлению хрупкого разрушения [36]:

Рисунок - 1.1 Структура пакетно-пластинчатого мартенсита в литой стали после закалки. [3] ПР — пакетный мартенсит; Пв- пластина высокотемпературного мартенсита.

Во-первых, в реечном мартенсите практически полностью отсутствуют двойникованные прослойки, границы которых являются эффективными барьерами на пути движущихся дислокаций и, как следствие, - местами зарождения хрупких трещин.

Во-вторых, соотношение высокоугловых и малоугловых границ в пакете составляет 1/3. При этом малоугловая граница может работать, как полупроницаемая при определенных критических напряжений в голове дислокационного скопления происходит прорыв дислокационной границы, в результате часть дислокаций уходит в соседний объем, и напряжения в голове скопления уменьшаются.

В-третьих, практически полное закрепление дислокаций в мартенсите достигается при содержании углерода в стали примерно 0,2% [7], а в пакетном мартенсите образуется при меньшем содержании углерода (около 0,11%), следовательно, дислокации обладают высокой подвижностью, что обусловливает релаксацию внутренних напряжений и обеспечивает высокую пластичность материала.

Таким образом, реечный мартенсит, благодаря целому ряду структурных особенностей, при достаточно высокой прочности обладает большим запасом пластичности и трещиностойкости.

1.3.2 Способы получения низкоуглеродистого пакетного мартенсита Огромный вклад в изучение превращений в сталях и сплавах внесли Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин, В.Д. Садовский, В.М. Счастливцев, В.В. Сагарадзе, В.И. Изотов, М.Е. Блантер, A.M. Глейзер, Ю.Я. Мешков, Ю.Ф. Иванов, ЭД Козлов, M.JI. Бернштейн, М.А. Штремель, Л.М. Капуткина, С.Д. Прокошкин, В. Питч, Дж. Томас, Э. Бейн, Ц. Нишияма и Др.

Механизм и кинетика (у—>а)-перехода существенно изменяются в зависимости от температурно-временных условий, состава стали и различных внешних воздействий.

Легирование железа, изменяя межатомное взаимодействие, может существенно изменять и кинетику (у—>а)-перехода. Классификацию легирующих элементов обычно проводят по их способности образовывать твердые растворы с а- и у-железом, т.е. по типам диаграмм состояния. Если легирование может приводить к существенному понижению скорости (у—>а)-превращения в области малых переохлаждений, то такое превращение можно предотвратить быстрым охлаждением. Тогда при гораздо большем переохлаждении реализуется мартенситное превращение [27].

Повышение устойчивости аустенита возможно путем понижения температуры фазового перехода {термодинамический способ) или влиянием на кинетику превращения в области нормального и бейнитного превращения {кинетический способ).

Термодинамический способ

Известно, что для повышения устойчивости аустенита в области температур 600-500 °С при низком содержании углерода необходимо значительное количество никеля, марганца («18-25%), необходимых для

снижения температуры фазового (у—>а)-превращения, исключающей самодиффузию атомов железа. В результате возможно только мартенситное превращение [12].

Исключение диффузионного (у—>а)-превращения при этих температурах в соответствии с диаграммой состояния естественно, так как температура Ас] ниже температуры самодиффузии железа (рис. 1. 2) у - фаза устойчива и превращение может начаться только при температурах ниже 500-550 °С, когда самодиффузия атомов железа практически невозможна, а (у—»а)-переход осуществляется бездиффузионным путем с образованием низкоуглеродистой мартенситной структуры. Такой способ хорошо известен и используется при создании мартенситностареющих сталей [12].

Содержание никеля, мае. % 0 10 20 30 40

Содержание никеля, ат. %

Рисунок 1. 2 -Диаграмма состояния системы Бе-М

Однако применение этих сталей коммерчески оправдано только применительно к авиации и ракетостроению, так как стали легированы дефицитными элементами в большом количестве: 18% М; 4-9% Со; 5% Мо; 12-18% Сг. Кроме того, они обладают рядом недостатков, не позволяющих широко применять их в машиностроительном производстве:

- в больших сечениях, где скорость охлаждения при закалке ограничена теплопроводностью металла, возможно расслоение стали по химическому составу в межкритической области, приводящее к появлению а-фазы, что, в свою очередь, повышает хрупкость [37];

- стали имеют низкую температуру Асх = 550-500 °С, что не позволяет уменьшить прочность о0д ниже 800-900 МПа и затрудняет механическую обработку;

- стали не могут быть использованы для деталей, работающих в условиях трения скольжения при нагревании поверхности выше 500-550 °С, когда образуется аустенит, плохо сопротивляющийся износу.

Кинетический способ

Морфология мартенсита определяется температурной зависимостью механизмов пластической деформации превращения. Из рис. 1.3 [38] следует, что при t > Т0 формируется реечный мартенсит (превращение идет по механизму скольжения), а при t < Т0 формируется пластинчатый мартенсит (по механизму двойникования).

Рисунок 1. 3 - Схема температурной зависимости напряжений скольжения и двойникования

Данную схему можно представить в виде трех случаев (рис. 1.4). В первом случае (рис. 1.4, а), Мк > Т0 - формируется реечный мартенсит, во втором случае (рис. 1.4, б), М н < Т0 - формируется пластинчатый мартенсит, а в третьем случае (рис. 1.4, в), в стали присутствуют оба типа мартенсита. В углеродистых сталях переход от пакетного мартенсита к пластинчатому наблюдается в интервале 0,2-1,0% углерода, при этом сосуществуют оба типа мартенсита [39]. Смена механизма превращения обусловлена сильным упрочнением аустенита по мере увеличения содержания углерода в стали [37].

а б в

Рисунок 1.4 - Варианты соотношения мартенситного интервала Мн - Мк и температуры Т0

Таким образом, морфология мартенсита определяется составом сплава и, как следствие, температурой мартенситного превращения. В НМС начало мартенситного превращения наблюдается около 400 °С. При такой высокой температуре преобладают процессы скольжения и образуется мартенсит пакетного типа.

Кинетический способ заключается в воздействии путем специального легирования на энергию активации атомов железа и углерода, т.е. на их диффузионную подвижность, контролирующую скорость превращения.

В технически чистом железе (0,04% С) скорость нормального (у—>а)-превращения (рекристаллизационного типа), особенно при 700—600 °С, настолько велика, что обычной обработкой не удается добиться переохлаждения, достаточного для мартенситного перехода. Однако опыт

показал, что нелегированное железо (0,01% С; 0,05%> Мп) можно закалить, если нагрев под закалку произвести выше 1150—1200 °С. Экспериментальные данные показывают, что нормальное (у—>а)-превращение особенно сильно замедляется при одновременном легировании хромом и никелем [8].

Время полупревращения у-фазы, например, при 600 °С, в нелегированном железе составляет 7-10 с, в железе с 2,5% N1 -14 - 15 с, в железе с 7% Сг 35 - 40 с, а в сплаве с 1% Сг и 2,5% М около 10 мин. Добавление около 1% Мо или (0,01%о С; 6,3% Сг; 3% №; 1,3% Мо) приводит к тому, что даже для превращения 0,5%> у-фазы требуется пяти часовая выдержка. Превращение у—>а ускоряется кобальтом, но значительно замедляется при одновременном легировании хромом и кобальтом. Такой сложный характер изменения скорости нормального (у—>а)-перехода в железе, по-видимому, связан с влиянием легирующих элементов на межатомное взаимодействие. Таким образом, скорость (у—>а)-превращения рекристаллизационного типа заметно понижается при легировании хромом и марганцем, никелем и молибденом [5, 7, 26,1,2,10].

Комплексное легирование низкоуглеродистого железа с сочетанием элементов Сг-№, Сг-Мп, позволяет увеличить устойчивость аустенита до 240 мин и исключить бейнитное превращении, одновременно повысив точку Мн до 400 °С. Существенное отличие низкоуглеродистого пакетного мартенсита (содержание углерода около 0,11%) заключается в том, что в закаленном (неотпущенном) состоянии (рис. 1.5) его характеристики пластичности и вязкости соответствуют характеристикам легированной среднеуглеродистой стали (содержание углерода до 0,40%), отпущенной при температуре 300-500 °С, в которой остается в твердом растворе около 0,10%) углерода [39], остальной углерод переходит в карбиды. В низкоуглеродистом мартенсите весь углерод сохраняется в твердом растворе, карбидная фаза практически отсутствует. В результате в закаленном состоянии обеспечиваются высокие значения пластичности, вязкости и прочности.

N с > ОД %

N

н

Я )Я С< ОД % « о Я со н о

К Й с< 0.1 %

о. л э———

А

Прочность

Вязкость

С >0.1 %

са ж _г_I

* | 100 200 и

100 200 300 400 500 600 700

Температура отпуска, °С

Рисунок 1.5 - Принципиальная зависимость характеристик прочности, пластичности и вязкости от температуры отпуска для сталей с содержанием углерода около 0,1% [5]

Поскольку пакет представляет собой слабо фрагментированный моноблок, отделенный от соседних блоков высокоугловыми границами (рис. 1.6) [40], то именно он входит как структурная единица в соотношения, описывающие прочность стали [41]. В частности, в соотношении Холла -Петча,

связывающем предел текучести о8 с размерным параметром (1. Последний хорошо коррелирует с размером не отдельного кристалла, а именно пакета [41]. В этом случае параметр а0 характеризует сопротивление движению дислокаций не только внутри кристаллов мартенсита, но и включает их переход через малоугловые границы, разделяющие кристаллы одного пакета.

Релаксация внутренних напряжений

Из анализа литературных данных следует, что для обладания высокой конструкционной прочностью сталь должна иметь максимальное отношение скорости релаксации к скорости упрочнения.

о5 = о0 + ксГ

1-1/2

(1.2)

\ /

(Т01Ь

[Ща

Рисунок 1.6- Схема строения реечного мартенсита [411

Мартенситное превращение, протекающее сдвиговым путем, неизбежно связано с возникновением тех или иных внутренних напряжений [41]. Если их релаксация в ходе и сразу же после превращения протекает недостаточно полно, то эти напряжения могут привести к изменению размеров деталей, снижению ударной вязкости, повышению критической температуры хрупкости [37] или даже к образованию закалочных или холодных сварочных трещин. Внутренние напряжения определяются также величиной и неоднородностью холодной деформации. Релаксация напряжений происходит в результате микропластической деформации.

Поэтому все факторы, затрудняющие движение дислокаций, затрудняют и релаксацию внутренних напряжений. К таким факторам относится закрепление дислокаций атмосферами атомов углерода или карбидными выделениями.

1.3.3. Бейнитное превращение (промежуточное превращение)

В низкоуглеродистых сталях, в интервале примерно 500 - 250 °С, происходит бейнитное превращение. Оно называется также промежуточным превращением — промежуточным между перлитным и мартенситным.

Бейнитное превращение включает следующие основные процессы:

-перераспределение углерода -выделение карбида.

- у —> а - перестройку решетки по мартенситному механизму

Различают верхний и нижний бейнит, образующийся соответственно в верхней и нижней части промежуточного интервала температур (условная граница между ними 350 °С). Верхний бейнит имеет перистое строение, а нижний — пластинчатое. Нижний бейнит по виду микроструктуры бывает трудно отличить от отпущенного мартенсита [38].

Разницу между строением верхнего и нижнего бейнита связывают с разной подвижностью углерода в верхней и нижней части температурного интервала бейнитного превращения. В результате этого в одних местах образуются участки богатые углеродом, а в других - обедненные.

При высоких температурах бейнитного превращения «-фаза содержит меньше углерода, чем при низких температурах, успевающего отводиться в аустенит от продвигающейся границы а/у, и карбид выделяется прямо из аустенита между пластинами а-фазы — формируется верхний бейнит. Верхний бейнит образуется при высоких температурах, в результате этого подвижность углерода повышается, а также увеличивается критический размер зародыша карбида, то есть нужно больше углерода для его образования. Карбиды располагаются преимущественно по границам зерен [44].

При низких температурах превращения из-за меньшей подвижности углерода а-фаза пересыщена углеродом и частицы карбида выделяются равномерно в объеме зерна и по границам [38]. Нижний бейнит образуется при низких температурах, при этом подвижность углерода уменьшается, и критический размер зародыша карбида становится меньше, следовательно, необходимо меньше углерода для его образования. В верхнем и нижнем бейните карбиды имеют пластинчатую форму, но карбиды нижнего бейнита имеют меньший размер, чем карбиды верхнего бейнита.

Различное расположение в верхнем и нижнем бейните карбидных фаз приводит к формированию структур с разными механическими свойствами.

Сталь со структурой нижнего бейнита отличается сочетанием высокой прочности и вязкости, чем сталь со структурой верхнего бейнита, который является хрупким [26, 45]. Наличие в структуре верхнего бейнита повышает критическую температуру хрупкости [46].

Пластическая деформация аустенита оказывает на кинетику "промежуточного" превращения сложное влияние [36, 47]. Инкубационный период и скорость превращения зависят от степени деформации, легированности стали, температуры превращения. В [36, 46, 48] был обнаружен эффект торможения бейнитного превращения и, соответственно, повышения прокаливаемости после деформации аустенита в интервале температур 900-750 °С.

°с 600

500 400

300

Рисунок 1.7 -Диаграмма изотермического превращения аустенита стали 13Х2ГЗ (4Уст = 900 °С)

1

)

Г

1н 5°/ 0 ш ^ щ 50 % ]

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Закирова, Мария Германовна

119 ВЫВОДЫ

1. Изучено влияние легирования никелем и молибденом при повышенном содержании углерода на устойчивость переохлажденного аустенита новых НМС. Установлено, что легирование в пределах С - 0, 17 -0,24%, Сг и Мп - 2%, № - 1,5 - 2,5%, Мо - 0,3 - 1%, обеспечивает устойчивость аустенита в нормальной области превращения от 3 до 8 часов, отсутствие бейнитного превращения, повышение температуры начала мартенситного превращения до 380 °С.

2. Показано, что состав стали с повышенным содержанием углерода и размером зерна 10 мкм, обеспечивает получение структуры пакетного мартенсита, при охлаждении на спокойном воздухе в деталях размером до 350 мм.

3. Впервые разработаны НМС с повышенным содержанием углерода, в которых, рациональным легированием достигнута высокая устойчивость переохлажденного аустенита в области нормального превращения, исключено бейнитное превращение и обеспечено формирование при охлаждении на воздухе в больших сечениях структуры реечного мартенсита. В результате получены высокие значения прочности, при сохранении высокой вязкости и технологичности, присущей НМС с содержанием углерода 0,12%. Наилучшие результаты достигнуты на стали 24Х2Г2Н1,5М0,5. Получены следующие значения прочности ав = 1550 МПа, ст0,2 = 1240 МПа, пластичности 8 = 15%, = 50 % и вязкости КСУ = 75 Дж/см , прокаливаемость не менее 350 мм, а у менее легированной стали 17Х2Г2Н1 прочность составляет ств = 1320 МПа, сто,2= Ю60 МПа, пластичность 5 = 15 %, \|/ = 55 %, вязкость КСУ = 66 Дж/см и обеспечена прокаливаемость в деталях размером не менее 110 мм.

4. Методом ДСК установлено, что при нагреве НМС с повышенным содержанием углерода до 0,24%, без применения сильных карбидообразующих элементов превращение аустенита в межкритическом интервале температур начинается по сдвиговому механизму и завершается по диффузионному.

5. Разработаны параметры термического упрочнения НМС, заключающиеся в закалке на воздухе с температуры 980 °С или с деформационного нагрева и последующем отпуске при 250 °С.

6. Показано, что в зависимости от требований по прокаливаемости, для конкретных деталей, возможно применение НМС со следующим сочетанием легирующих элементов С - 0,17%, Сг - Мп - М обеспечивает устойчивость аустенита в нормальной области от 1 часа при содержание N11% и 8 часов при содержание № 2,5%). Установлено, что применение системы легирования Сг - Мп - № - Мо, приводит к увеличению устойчивости аустенита до 8 часов в нормальной области и отсутствию бейнитного превращения при повышении содержании углерода (до 0,24%). Доказана возможность достижения высокой устойчивость аустенита без введения в сталь сильных карбидообразующих элементов V, №>, Ть

7. На основании комплексного исследования рекомендована для использования сталь 24Х2Г2НМ0,5, в которой после аустенитизации и охлаждения на воздухе достигается предел прочности 1550 МПа, в сочетании с высокими характеристиками вязкости и пластичности. Применение этой стали позволяет унифицировать процесс термоупрочнения и заменить несколько марок сталей одной. При охлаждении на спокойном воздухе, а следовательно обеспечивается экологическая чистота технологического процесса, поскольку исключены вредные закалочные среды, такие как минеральные масла, техническая вода, синтетические жидкости.

8. Применение НМС 24Х2Г2НМ взамен среднеуглеродистых сталей 40ХН2МА, 38ХНЭМФА, легированных дефицитным никелем, для детали винтового забойного двигателя «вал карданный» позволяет значительно повысить эксплуатационные характеристики (ресурс), повысить технологичность и конкурентоспособность продукции. В результате проведенных испытаний двигателей с карданными валами из НМС 24Х2Г2НМ полностью выдержали ресурсные испытания, отказа по причине использования экспериментальных «валов карданных» не произошло. Расчет экономической эффективности внедрения НМС и разработанных технологий термического упрочнения в условиях производства ООО «Фирма «Радиус-Сервис», показал возможность сокращения производственных и эксплуатационных расходов на сумму, превышающую 3,2 млн. руб. в год.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Закирова, Мария Германовна, 2010 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ источников

1. Изотов В.И. Структура закаленной конструкционной стали. Состояние перегрева // Физика металлов и металловедение. - 1975. - Вып 4. - С. 801-814.

2. Голикова В.В., Добриков A.A., Изотов В.И. Кинетика, внутренняя структура и поверхностный рельеф реечного мартенсита // Физика металлов и металловедение. - 1973.- Том 36.- С. 1079

3. Козлов Э.В., Попова H.A., Кабанина О.В., Климашин С.И., Громов В.Е. Эволюция фазового состава, дефектной структуры, внутренних напряжений и перераспределение углерода при отпуске литой конструкционной стали. - Новокузнецк: Изд-во СибГИУ, 2007. - 177 с.

4. Блантер М.Е. Теория термической обработки. - М.: Металлургия, 1984. -328 с.

5. Клейнер JI.M., Шацов A.A. Новые конструкционные материалы: низкоуглеродистые мартенситные и порошковые стали. Прикладное металловедение - Пермь : Перм. гос. техн. ун-та, - 2004.-142с.

6. Энтин Р.И., Панкова М.Н., Успенская C.B., Клейнер Л.М., Орлов Л.Г. Структура и свойства некоторых низкоуглеродистых легированных свариваемых сталей. // Металловедение и термическая обработка. - 1991. -№ 6.-С. 31-33.

7. .Клейнер Л.М, Шацов A.A. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса. - Пермь : Перм. гос. тех. ун-та, - 2008. - 303 с.

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

9. Клейнер Л.М., Энтин Р.И., Коган Л.И. Низкоуглеродистая свариваемая мартенсиная сталь 07X3ГНМЮ // Черная металлургия. - 1987. - № 10. -145-159.

10. Клейнер JI.M., Поспелов Н.Г. Новая низкоуглеродистая высокопрочная сталь 07ХЗГНМ для ответственных сварных конструкций // Сварочное производство. - 1979. - № 6. - С. 29-31.

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

12. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. - М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

13. Курдюмов Г.В. Металловедение и термическая обработка металлов. -1960. -№ 10.-С. 22.

14. Курдюмов Г.В., Перкас М.Д. Металловедение и термическая обработка металлов. - 1961. - № 9. - С. 33.

15. Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите // Физика металлов и металловедение. - 1968. - Т. 26. - С.147-156.

16. Изотов В.И, Вознесенский В.В., Бащенко А.П. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести стали, закаленной на мартенсит // В сб. научн. тр. Проблемы металловедения и физики металлов. ЦНИИЧМ. М.: Металлургия, 1976. - №3.- С. 192-199.

17. Портер Л.Ф., Дабковски Д.С. Регулирование размера зерна путем термоциклирования // В кн. Сверхмелкое зерно в металлах: Пер. с англ. М.: Металлургия, 1973. - С. 135-164.

18. Grange R.A. Strengthening steel by austenite grain refinement // Trans. Quart. ASM. - 1966. - V. 59. - P. 26 - 47.

19. Заяц Л.Ц., Панов Д.О.,Закирова М.Г. Структурная наследственность и перекристаллизация при «быстрой» аустенитизации системно-легированных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. - №10. - С. 18-23.

20. Иванов Ю.Ф. Влияние степени легированности материала на структуру пакетного мартенсита сплавов железа и сталей // Изв. Вузов. Черная металлургия. - 1995 - № ю. - С. 52-54.

21. Floreen S // Trans. Vet. Soc. AIME. - 1964. - v.230. - N 4. - p. 842.

22. Штремель M.A. Прочность сплавов: Часть II. Деформация. - M.: МИСИС, 1997.-527 с.

23. Еднерал А.Ф., Изотов В.И., Клейнер JIM., Коган Л.И., Колонцов В.Ю., Смиренская H.A., Энтин Р.И. Низкоуглеролистые мартенситные стали // Проблемы металловедения и физики металлов. - 1972. - С. 123-134.

24. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. - М.: Наука, 1989. - 270 с.

25. Швецов В.В., Симонов Ю.Н., Клейнер JIM. Структура и механические свойства мартенситно-стареющей и низкоуглеродистой мартенситной стали // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2005. - № 1.-С. 32-35.

26. Гуляев А.П. Термическая обработка стали. - М.: МАШГИЗ, 1960. - 496 с.

27. Курдюмов Г.В., Утевский JI.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: "Наука", 1977. - 236 с.

28. Marder A.R., Krauss G. Trans. ASM. - 1969. - № 62. - P. 957.

29. Счастливцев B.M. Структурные особенности мартенсита в конструкционных сталях // Физика металлов и металловедение. - 1972. -Т. 33.-№2.-С. 326-334.

30. Apple G.A., Carón R.N., Krauss G. Met. Trans. - 1974. - № 5. - С. 593.

31. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита // Физика металлов и металловедение. - 1972. - Т. 34. - С. 332-336.

32.Курдюмов Г.В., Максимова О.П. Проблемы металловедения и физики металлов. — М.: Металлургиздат, 1958. -№ 5. - С. 13.

33.Курдюмов Г.В. Явление закалки и отпуска стали. - М.: Металлургиздат, 1960. - 64 с.

34. Олынанецкий В.Е., Снежной В.Л. О физической трактовке мартенситной точки // Физика металлов и металловедение. - 1973 - С. 894-896.

35. Морозов О.П. О кинетической аномалии изотермического превращения аустенита вблизи мартенситной точки // Изв. АН СССР. Металлы. - 1985. -№ 6.-С. 91-95.

36. Соколов К.Н., Энтин Р.И., Хлестов В.М. Влияние пластической деформации на кинетику изотермического превращения аустенита // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1973. - № 1. - С. 11-16.

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

38. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов: Учебник для вузов. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

39. Пашков П.О., Брагухина В.А. Металловедение. - Л.: Судпромгиз, 1957. -№2.-С. 158- 174.

40. Штейнберг М.М., Филатов В.И., Т.С. Шилкова и др. Влияние высокотемпературной пластической деформации на кинетику распада переохлажденного аустенита // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1973. -№ 10.-С. 117-119.

41.Штремель М.А и др. Строение и прочность пакетного мартенсита // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1999. - № 4. - С. 10-15.

42. Коган Л.И., Энтин Р.И. Кинетика полиморфного превращения железа // Докл. АН СССР. - 1950. - Вып. 73. - С. 1173-1176.

43.Могутнов Б.М., Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие атомов углерода с дефектами в мартенсите // Несовершенства кристаллического

строения и мартенситные превращения: Сб. науч. тр. - М.: Наука, 1972. С. 80-96.

44. Морозов О.П., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Верхний и нижний бейнит в углеродистой эвтектоидной стали // Физика металлов и металловедение. - 1998. - Т. - №. - С. 150-159.

45. Энтин Р.И., Клейнер Л.И., Коган ЛИ. и др. Низкоуглеродистые мартенситные стали // Изв. АН СССР. Металлы. - 1979. - № 3 - С. 114120.

46. Хлестов В.М., Энтин Р.И. Повышение бейнитной прокаливаемости стали при термомеханической обработке // Докл. АН СССР. - 1972. - Т. 207. -С. 1101-1104.

47. Хлестов В.М. Влияние пластической деформации на кинетику изотермического превращения аустенита // Физика металлов и металловедение. - 1972. - Т. 33. - № 4. - С. 873-876.

48. Дубов В.А. Стабилизация аустенита по отношению к бейнитному превращению, вызванная пластической деформацией // Физика металлов и металловедение. -. 1972. - Т. 34. - Вып. 2. - С. 415-417.

49. Фридель Ж. Дислокации. - М.: Мир,1967. - 310 с.

50. Greninger А. - Trans. ASM. - 1942. - vol. 30.- № 1. - P. 1-27.

51. Мирзаев Д.А., Штейнберг М.М., Пономарева Т.Н., Счастливцев В.М. -Физика металлов и металловедение. - 1979. - Т. 47. - вып. 1. - С. 125135; вып. 5. - С. 985-992.

52. Садовский В.Д., Фокина Е.А. Остаточный аустенит в закаленной стали. -М.: Наука, 1986. - с. 105.

53. Борисов В.Т., Голиков В.М., Любов Б.Я. Об определении коэффициентов диффузии в объеме и по границам зерен металлов // Изв. АН СССР. ОТН. - 1956. - № Ю. - С. 37-47.

54. Голиков В.М., Коган Л.И., Новиков Б.А., Энтин Р.И. О связи кинетики гамма-альфа превращения с характеристиками самодиффузии // Физика металлов и металловедение. - 1978. - №46. - вып. 5. - С. 873-876.

55. Клейнер Л.М., Пиликина Л.Д., Толчина И.В. Теоретические основы, разработка и внедрение низкоуглеродистых мартенситных сталей // Современные достижения в области металловедения. - 1985. - С. 18-23.

56. Коган Л.И., Клейнер Л.М., Энтин Р.И. Особенности превращения аустенита в малоуглеродистых легированных сталях // Физика металлов и металловедение. - 1976. -Т. 41. - Вып. 1. - С. 118-124.

57. Клейнер Л.М., Толчина И.В., Шацов A.A., Пиликина Л.Д., Энтин Р.И. Высокопрочная свариваемая сталь с повышенной прокаливаемостью. Патент №2314361. Бюл.№1, 10.01.2008, Сталь, Патент №1790622 199

58. Попов A.A., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. - М.: Металлургия, 1965.-495 с.

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

60.Могутнов Б.М., Шварцман Л.А., Томилин И.А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. - М.: Металлургия, 1972. - 328 с.

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

62.Металловедение и термическая обработка стали. / Справочник. Под редакцией М.Л.Бернштейна и А.Г.Рахштадта. - Т. 1. Методы испытаний и исследований. - М.: Металлургия, - 1983. - 352 с.

63. Долгий А. «Мышь»: что внутри и чем питается? // Радио. - 1996. - № 9. -С. 28-30.

64. Апаев Б.А. Фазовый магнитный анализ сплавов. - М.: Металлургия, 1973.-280 с.

65. Клейнер JI.M., Ларинин Д.М., Спивак Л.В., Шацов A.A. Фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях // Физика металлов и металловедение. - 2009. - № 2. - С. 161-168.

66. Клейнер Л.М., Спивак Л.В., Шацов A.A., Закирова М.Г., Ларинин Д.М. Фазовые превращения в сплаве 07ХЗГНМ // Вестник пермского университета. Физика. - 2009. - №1. - С. 100-103.

67.Клейнер Л.М., Спивак Л.В., Шацов A.A., Закирова М.Г. Мультиплетный характер процессов аустенитизации и распада аустенита низкоуглеродистых мартенситных сталей // Вестник пермского государственного университета. Физика. - Пермь: Изд-во ПГУ, 2010. -Выпуск 1. -№ 37. - С. 111-114.

68.Голиков В.М., Новиков Б.А., Коган Л.И., Энтин Р.И.. Подавление бейнитного превращения в сталях // Физика металлов и металловедение. - 1980. - Т 49. - №3. - С. 665-667.