автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Фазовые и структурные превращения в легированных сталях и сплавах под действием магнитного поля и термической обработки

На правах рукописи

КАЛЕТИНА Юлия Владимировна

ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ И СПЛАВАХ ПОД ДЕЙСТВИЕМ МАГНИТНОГО ПОЛЯ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Специальность 05.16.01 - металловедение и термическая обработка металлов

□03478ев1

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург-2009

003478961

Работа выполнена в Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов УрО РАН

Научный консультант: академик РАН, доктор технических

наук, профессор

Счастливцев Вадим Михайлович

Официальные оппоненты:

член-корр. РАН, доктор физико-математических наук, профессор Романов Евгений Павлович

доктор технических наук, профессор

Попов Артемий Александрович

доктор физико-математических наук, профессор

Мирзаев Джалал Аминулович

Ведущая организация: ГОУ ВПО «Пермский государственный

технический университет» (г. Пермь)

Защита состоится 20 ноября 2009 г. в 11 часов на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 при Институте физики металлов УрО РАН по адресу: 620041, г. Екатеринбург, ГСП-170, ул.С. Ковалевской, 18

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН

Автореферат разослан 23 СешпЛ<уьА~ 2009 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор физико-математических наук_- - Н. Н. Лошкарева

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность. Фазовые и структурные превращения, происходящие при термической обработке сталей, осуществляются различными механизмами. В ходе превращений может изменяться кристаллографическая структура, фазовый состав, морфология и распределение структурных составляющих, размер зерна и другие параметры, что влияет на физико-механические свойства. Получить необходимые заданные свойства сталей и сплавов можно несколькими способами: созданием новых сплавов или изменением системы легирования имеющихся составов, путем совершенствования режимов термообработки, а также применением методов внешнего воздействия. Разного рода внешние воздействия - давление, сдвиговые напряжения в твердых телах, магнитные поля, облучение оказывают влияние на фазовые переходы. Их влияние сводится как к изменению температуры превращения, теплоты перехода и других характеристик, определяющихся чисто термодинамическими факторами, так и к изменению скорости превращения. Внешние воздействия представляют интерес не только как средства, с помощью которых можно целенаправленно регулировать конечную структуру и свойства сталей, но и как метод исследования фазовых превращений для выяснения их физической сущности и основных закономерностей. В связи с этим проведение исследований по изучению влияния различных внешних воздействий на структурные и фазовые превращения в легированных сталях и сплавах является актуальной задачей.

В настоящей работе большое внимание уделено воздействию магнитных полей разной напряженности на фазовые и структурные превращения. Поведение конструкционных материалов в сильных магнитных полях в широком температурном интервале (от высоких до очень низких) представляет практический интерес. Сильное магнитное поле способно вызывать развитие мартенситного превращения в сталях и сплавах, в которых при обычном охлаждении превращение не происходит даже при низких температурах, близких к абсолютному нулю. Это обстоятельство имеет существенное значение для проектирования и эксплуатации устройств термоядерной энергетики, изготовленных из немагнитных сталей, работающих при криогенных температурах и испытывающих воздействия сильных

постоянных или импульсных магнитных полей. При этом необходимо учитывать инициирующее действие магнитного поля на мартенситное превращение, приводящее к появлению ферромагнитной фазы. Этот факт важен при выборе и аттестации немагнитных материалов, стабильных при глубоком охлаждении в отсутствии магнитного поля, поскольку изменение фазового состава или количественного соотношения структурных составляющих при воздействии магнитного поля неизбежно отразится на физико-механических свойствах материала.

Магнитное поле, влияя на прямое и обратное мартенситное превращение, открывает новые возможности для управления формой и размерами ферромагнетиков с памятью формы, которые применяются для изготовления термочувствительных силовых элементов, в качестве различного рода фиксаторов в медицине, в радиотехнических, акустических устройствах, а также магнитомеханических реле. Магнитным полем можно смещать температуры структурных фазовых переходов и влиять на морфологию мартенситной фазы. Параметры магнитной подсистемы ферромагнетика играют при этом решающую роль.

Успехи в изучении влияния магнитного поля на фазовые превращения в сталях по праву связаны с именем академика В.Д. Садовского. Новый этап в изучении и объяснении эффекта влияния магнитного поля на фазовые превращения в сталях начался более 40 лет назад, когда под его руководством были проведены целенаправленные эксперименты в сильных импульсных магнитных полях, которые по существу явились открытием в области исследований мартенситных превращений в магнитном поле. Перспективу более разностороннего использования этого способа воздействия на фазовые превращения при термообработке сталей открыло развитие техники получения постоянных магнитных полей высокой напряженности. Использование сильных постоянных магнитных полей представляет большие возможности в постановке и проведении экспериментов в широком диапазоне температур - до и после точек фазового перехода - особенно в сильно легированных сталях.

Кроме воздействия магнитного поля на фазовые превращения в диссертации рассмотрено влияние термической обработки на фазовые превращения и свойства мартенситностареющих сталей на основе

системы Ре-№, которые представляют как научный, так и практический интерес. Эти стали обладают сочетанием высокой удельной прочности и пластичности, а также рядом ценных технологических свойств, и являются конструкционным материалом, который широко используется для высокопрочных деталей ответственного назначения в авиационной, ракетной технике и атомной энергетике. Однако при термообработке таких сталей возникали проблемы, которые требовали проведения дополнительных исследований. Так, например, перекристаллизация сталей может осложняться проявлением структурной наследственности, при этом стандартная термообработка не достигает нужной цели - измельчение исходного аустенитного зерна отсутствует. Это отрицательно сказывается на механических свойствах сталей и вызвано рядом причин. Одна из них связана с химическим составом системы Ре-№, легированной углеродом, кобальтом, титаном, молибденом. Для решения проблемы исправления крупнозернистой структуры при термообработке и объяснения механизма проявления структурной наследственности необходимо было изучить начальные стадии образования аустенита в этих сталях, выявить закономерности их поведения при нагреве и охлаждении на разных этапах термической обработки. В диссертации рассмотрен ряд актуальных проблем, касающихся закалки сталей из межкритического интервала температур, условий образования ревертированного аустенита и его стабильности по отношению к разным видам воздействий.

Цель работы заключалась в установлении закономерностей и особенностей влияния сильных постоянных и импульсных магнитных полей на фазовые и структурные превращения в легированных сталях и сплавах, а также в выявлении механизмов образования аустенита в высоколегированных сталях при нагреве и внешних воздействиях для совершенствования и оптимизации режимов термообработки, обеспечивающих получение требуемого уровня свойств.

Для достижения этой цели в работе были поставлены и решены следующие задачи:

- Проведено систематическое исследование действия импульсного магнитного поля на морфологию мартенсита в сплавах с атермической кинетикой, в которых мартенситные точки располагались в широком диапазоне температур от комнатной до температуры жидкого азота.

- Изучено влияние различной морфологии мартенсита, полученной в сплаве неизменного химического состава под действием магнитного поля и при охлаждении, на особенности мартенситного и обратного а—»у превращения при нагреве, влияние типа мартенсита на механические свойства сплава.

- Обобщены полученные экспериментальные результаты и проведен сравнительный анализ воздействия импульсного и постоянного магнитных полей на различные фазовые превращения - мартенситное, диффузионные (перлитное и бейнитное) и на остаточный аустенит в закаленных сталях.

- Изучено влияние магнитного поля на дестабилизацию аустенита, стабилизированного различными обработками.

- Исследованы особенности механизма образования аустенита и характер перекристаллизации высоколегированных мартенситностареющих сталей в зависимости от степени их легирования.

- Исследованы условия образования аустенита в межкритическом интервале температур. Изучено влияние стабильности ревертированного аустенита к внешним воздействиям (температуре, длительному отпуску, пластической деформации) и видам нагружения (динамическим, статическим, циклическим) на комплекс механических свойств промышленных мартенситностареющих сталей.

Для решения поставленных задач были использованы сплавы в основном на основе системы Ре-№ разной степени легирования, отличающиеся положением мартенситных точек, промышленные конструкционные стали, а также ряд модельных и промышленных высоколегированных мартенситностареющих сталей и сплавов.

Основные новые научные результаты и положения.

1. Установлено влияние магнитного поля на морфологию мартенсита в сплавах с мартенситными точками, расположенными ниже комнатной температуры. Обработка в магнитном поле, по сравнению с охлаждением, позволяет получать на одном сплаве без изменения химического состава твердого раствора несколько морфологических форм мартенсита. В сплавах с низкими мартенситными точками, в которых при обычном охлаждении возникает линзовидный мартенсит, под влиянием магнитного поля образуются кристаллы тонкопластинчатого мартенсита, которые при последующем охлаждении могут служить мидрибом кристаллов и обрастать дислокационной мантией. В сплавах, в которых при

обычном охлаждении образуется тонкопластинчатый мартенсит, с повышением напряженности магнитного поля происходит не только увеличение количества кристаллов, но и значительное увеличение толщины пластин мартенсита за счет их бокового роста.

Экспериментально обнаружено, что под действием магнитного поля может происходить изменение морфологического типа кристаллов мартенсита, кинетики превращения и увеличение его степени. Это позволило определить механические свойства мартенсита разной морфологии и изучить особенности обратного а->у превращения при нагреве лигоовидного и тонкопластинчатого мартенсита.

2. Установлены особенности влияния постоянного магнитного поля на изотермическое мартенситное превращение. Впервые построена С-образная кинетическая диаграмма превращения в магнитном поле в сплаве Н24Г4. По результатам анализа действия постоянного магнитного поля на сплавы с изотермической кинетикой мартенситного превращения построены трехмерные (объемные) кинетические диаграммы, на которых одновременно отражено влияние на мартенситное превращение напряженности магнитного поля, температуры воздействия и продолжительности изотермической выдержки при соответствующих температурах.

3. Выявлено инициирующее действие постоянного магнитного поля на распад переохлажденного аустенита в перлитной и бейнитной областях превращений, происходящих с изменением намагниченности фаз. Построена изотермическая диаграмма распада аустенита под действием магнитного поля в стали 110Г4 в перлитной области. Отмечено существенное влияние постоянного магнитного поля на процессы распада остаточного аустенита при отпуске закаленной стали.

4. Установлены особенности инициирующего влияния магнитного поля на дестабилизацию аустенита, стабилизированного различными способами (изменением размера зерна, пластической деформацией, тепловой стабилизацией). Универсальность действия магнитного поля относительно стабилизированного аустенита (несмотря на различные причины стабилизирующих обработок) является подтверждением термодинамических причин его влияния на мартенситное превращение.

5. Обнаружены особенности перекристаллизации и различия механизмов образования аустенита в мартенситностареющих сталях различного состава. Установлено, что образование аустенита при определенных условиях нагрева в зависимости от легирования осуществляется различными механизмами: либо возникновением пластинчатых зародышей аустенита одной ориентации, либо путем размножения ориентировок у-фазы с последующим образованием аустенита единой ориентации, совпадающей с первоначальной, либо наряду с пластинчатыми зародышами образованием глобулярного аустенита. Детализирована двухстадийная схема перекристаллизации мартенситностреющих сталей разной степени легирования. Показано, что в зависимости от легирования структурная память в исследованных мартенситностареющих сталях может проявляться не в восстановлении зерна, а сопровождаться образованием зародышей аустенита нескольких ориентаций в пределах одной мартенситной пластины, связанных с исходной структурой ориентационными соотношениями.

6. Выявлена зависимость стабильности ревертированного аустенита от температуры и времени выдержки в межкритическом интервале температур, длительного отпуска, термоциклической обработки и пластической деформации. Экспериментально показано положительное влияние ревертированного аустенита на механические свойства нержавеющих мартенситностареющих сталей (ударную вязкость, трещиностойкость).

Научная и практическая значимость работы.

Установленные в работе закономерности углубляют и расширяют существующие представления о влиянии магнитных полей на фазовые превращения. Уникальность воздействия магнитного поля заключается в том, что только с использованием этого метода можно было рассмотреть целый ряд вопросов, которые явились новой ступенью в развитии наших представлений о природе мартенситных и других фазовых превращений, происходящих при термической обработке сталей. Варьируя напряженность поля и температуру его наложения, можно получать различные структурные и морфологические формы мартенсита на одном сплаве без изменения химического состава твердого раствора, сравнить механические характеристики мартенсита разных морфологических форм, а также при соответствующих условиях в одном и том же сплаве наблюдать

развитие изотермического и атермического мартенситных превращений.

Научные результаты, полученные в работе, относятся к области фундаментальных исследований. Ценность проведенных исследований заключается в том, что в физическом металловедении появился новый раздел, в котором магнитное поле рассматривается в качестве фактора внешнего воздействия на фазовые превращения, и прежде всего мартенситное, которое лежит в основе закалки сталей. Этот раздел включен в курс лекций при подготовке студентов и аспирантов металлургических факультетов в ВУЗах (см. приложение 1 в диссертации).

С практической точки зрения, возможности метода магнитной обработки в отдельности и в сочетании с другими способами воздействия на структуру и свойства сталей находятся в прямой зависимости от техники создания сверхсильных импульсных и постоянных магнитных полей в достаточно больших объемах. В отдельных случаях технически доступные импульсные магнитные поля могут являться способом локального упрочнения, существенно уменьшающим количество остаточного аустенита, и использованы в направлении улучшения механических свойств сплавов и сталей.

Установленные в работе закономерности влияния легирования на перекристаллизацию высоколегированных сталей использованы при разработке оптимальных составов сталей и специальных режимов термической обработки деталей ответственного назначения, применяемых в авиационной, ракетной промышленности и в судостроении (см. приложения 2,3 в диссертации).

На основании исследований и анализа структурных превращений в межкритическом интервале температур разработаны и рекомендованы для промышленного внедрения режимы закалки промышленных мартенситностареющих сталей 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03X10Н8К10М5Т, с целью получения достаточного количества ревертированного аустенита требуемой стабильности. Это позволило существенно повысить механические свойства (особенно ударную вязкость при отрицательных температурах), сократить количество брака и улучшить качество сварных конструкций из этих сталей (см. приложение 3).

Апробация работы. Результаты, изложенные в диссертации, многократно докладывались на всероссийских и международных

конференциях: Уральской школе металловедов-термистов (1983, 1985, 1987, 1989, 1998, 1999, 2000, 2002, 2(ХМ, 2006, 2008 гг.), ХШ Всесоюзной конференции «Оруюура и прочность материалов в широком диапазоне температур» (г. Каунас, 1989 г.), ГУ Международной Молодежной школе, Болгария (г. Варна, 1990 г.), X1Y Всосоюаюй конференции по электронной микроскопии (г. Суздаль, 1990 г.), IV Симпозиуме "Стали и сплавы криогенной техники?' (г. Бшуми, 1990 г.), Международной конференции «Физика прочности и пластичности металлов и сплавов» (г. Самара, 1992,1995,2009 гг.), IV Европейском Симпозиуме "ESOMAT-97', (Нвдерлацщл, 1997 г.), Вароссийской конференции "Прочность и разрушение материалов и кмклрукщй" (г. Орск, 1998 г.), 4-ом собрании металловедов России (г. Пава, 1998 г.), Междугародаых семинарах "Дислокационные структуры и механические свойства металлов и сплавов" (г. Екатеринбург, 1999, 2001, 2008 гг.), "Kurdyumov memorial international conference on martensite - KUMICOM-99" (г. Москва, 1999 г.), Международных семинарах «Соименные проблемы прочности» (г. Старая Руэса, 2001,2003 гг.), Международной конференции по мартенситным превращениям ICOMAT-02, Финляндия (г. Хельсинки, 2002 г.), Берннпейновских чтениях (г. Москва, 1996, 1999, 2001, 2006 гг.), Петербургских чтениях по проблемам прочности (г. С.-Петербург, 2003, 2007, 2008 гг.), ХЬП Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (г. Калуга, 2004 г.), Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (г. Черноголовка, 1999,2002,2004, 2006 гг.), 5-ой школе-семинаре «Фазовые и структурные превращения в сталях» (г. Магнитогорск, 2006 г.), III Российской конференции «Разрушение, контроль, диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2007 г.), Ш Международной шкатенюнференвди «Физическое материаловедение и надамагериалы технического назначения» (г. Тольягщ, 2007 г.), Ш Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2009», (г. Екатеринбург,2009г.), а также на научных сессиях ИФМ УрО РАН (г. Екатеринбург, 2005,2008 г.г.).

Личный вклад соискателя состоит в постановке задач исследований, инициативе их проведения, обработке и трактовке экспериментальных результатов, которые получены лично соискателем или при его активном участии.

Публикапии. По теме диссертации опубликовано 37 печатных работ (в том числе одна монография и 26 статей в рецензируемых научных журналах, определенных Перечнем ВАК). Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 4 глав, общих выводов и приложений. Работа изложена на 319 страницах, включая 116 рисунков, 18 таблиц. Список цитированной литературы содержит 295 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении обосновывается актуальность темы, сформулирована цель исследований, отражена новизна полученных результатов, их научная и практическая значимость.

Кратко проанализированы имеющиеся в литературе данные о природе влияния сильных магнитных полей на фазовые превращения. Магнитное поле - один из факторов, который может существенно влиять на фазовые переходы, если хотя бы одна из фаз, участвующих в превращении, ферромагнитна.

Термодинамический анализ влияния магнитного поля на фазовые переходы первого рода, проведенный М.А. Кривоглазом и В.Д. Садовским, показал, что магнитное поле приводит к существенному смещению температуры фазового равновесия Та за счет увеличения в поле разности термодинамических потенциалов ферромагнитной и неферромагнитной фаз. В результате была выведена формула Кривоглаза-Садовского для определения величины смещения температуры фазового равновесия в магнитном поле ЛТ, аналогичная обобщенной формуле Клапейрона-Клаузиуса для смещения температуры фазового перехода под влиянием давления:

ЛТ = Л МН Т„/д, или с/Г = Т0 (М, V, - М2 У^Н/д, (1)

где ЛИ - разность магнитных моментов М1 и М2 фаз, участвующих в превращении; V/, У2 - объемы первой и второй фазы; Н - напряженность магнитного поля; Т0 - температура фазового равновесия; ц - теплота превращения.

Аналогично тому, как уменьшение давления способствует фазовому переходу, сопровождающемуся увеличением объема, повышение напряженности магнитного поля должно способствовать фазовому переходу с образованием фазы с более высокой намагниченностью и расширять область ее существования (рис. 1).

о

Рис. 1. Зависимость свободных энергий аустенита (С) и мартенсита (С) от температуры и магнитного поля: М5 - мартенситная точка;

м/ - мартенситная точка в магнитном поле; - свободная энергия мартенсита в магнитном поле.

М5 М| Т0 ТЬ'А® Температура

Позднее Д.А. Мирзаевым и В.М. Счастливцевым были выведены формулы, подобные формуле (1) для смещения ДТМ температуры изотермического или адиабатического образования мартенсита в магнитном поле. Затем в уравнение для оценки смещения температуры Тм под действием магнитного поля другими авторами были введены дополнительные слагаемые, учитывающие магнитное состояние аустенита, возможные магнитострикционные эффекты при фазовом а—уу переходе. Для большинства сплавов железа этими эффектами, как было ранее показано М.А. Кривоглазом и В.Д. Садовским, можно пренебречь, но они существенны для инварных Ре-№ сплавов с аномально высокой объёмной магнитострикцией. Введение в формулу (1) дополнительных слагаемых носит характер уточнения. Таким образом, приоритет остается за формулой Кривоглаза-Садовского, поскольку она в простой форме раскрывает термодинамическую природу влияния магнитного поля на мартенситное превращение, позволяет не только качественно, но и количественно точно оценить смещение температуры фазового превращения под действием магнитного поля.

В первой главе обсуждаются результаты исследований по влиянию магнитного поля на морфологию атермического мартенсита в сплавах с разными мартенситными точками.

Отметим, что такие специфические особенности мартенситного превращения, как бездиффузионность, очень большая скорость, необратимость и температурный гистерезис, позволили в большинстве исследований использовать вместо постоянного

магнитного поля значительно более сильные импульсные магнитные поля, техника получения которых в лабораторных условиях хорошо разработана. За время действия импульса поля ~ КГМО'5 с, образование мартенсита успевает произойти, поскольку время роста кристалла мартенсита составляет ~10"7 с. Выделившаяся под воздействием импульсного магнитного поля мартенситная фаза обычно сохраняется и после выключения поля, поскольку температура обратного превращения в большинстве сплавов значительно выше температуры прямого превращения. Поэтому и в случае импульсного поля применимо уравнение (1).

На основании полученных ранее результатов и наших опытов показано, что основным результатом воздействия магнитного поля на мартенситное превращение является смещение температурного интервала превращения в сторону более высоких температур и увеличение степени превращения при заданной температуре. Результат действия магнитного поля хорошо иллюстрирует тройная диаграмма, связывающая три параметра: напряженность импульсного магнитного поля Н, температуру Т и количество образующегося мартенсита а на примере стали 50Х2Н22 (рис. 2). Для каждой

а,%

Рис. 2. Влияние импульсного магнитного поля на положение температурного интервала и полноту мартенситного

превращения в стали 50Х2Н22, закаленной от 1200 °С.

температуры существует некоторое критическое (пороговое) значение напряженности поля, необходимое для начала превращения. Величина порогового поля возрастает с повышением температуры опыта от -196 °С до комнатной. По мере увеличения напряженности

магнитного поля повышение мартенситной точки может составлять 100 и более градусов. При этом количество образующегося мартенсита увеличивается как при понижении температуры наложения магнитного поля, так и при росте его напряженности. Следовательно, мартенсит под влиянием магнитного поля образуется в аустенитной матрице, физические свойства которой существенно отличаются от тех, при которых мартенсит возникает в процессе обычного охлаждения. Таким образом, очевидно, что изменение условий образования мартенсита под действием магнитного поля оказывает влияние не только на кинетику, но на структурные и морфологические формы продуктов превращения.

_1-1_I_I—

0.5 1.0 1.5 2.0

Содержание углерода, %

Рис. 3. Зависимость типа мартенсита от температуры превращения и содержания углерода в Fe-Ni-C сплавах (I. Tamura). Области существования мартенсита: I - реечного, И - баттерфляй, Ш - линзовидного, IV -тонкогеастм нагого. Знаками о, □ показано положение исследованных сплавов: о - 1 - 50Х2НЗ; 2 - 70Н17; 3 - 30Н23; 4 - 135Н8; 5 - 50Х2Н16; • - 6 - 120Н10; 7 - 50Н26; 8 -25Н31; 9 - 50ХН23; □ -10 - 120Н12; 11 - 130Н14; 12 -30Н31.

В литературе приведено много различных классификаций мартенсита. Согласно схеме, предложенной Tamura I. (рис. 3), при увеличении легированности сплавов Fe-C, Fe-Ni-C и понижении температуры типы мартенсита сменяют друг друга в следующей последовательности: реечный мартенсит (lath martensite) - {557}у,

бабочкообразный мартенсит - баттерфляй (butterfly martensite) - {225}r, лигоовидный мартенсит (lenticular martensite) - {259}г и тонко пластинчатый мартенсит (thin plate martensite) - {3 10 15}. На эту схему нанесены сплавы, исследованные в настоящей работе (см. рте. 3). Они расположены в разных областях диаграммы и соответствуют различным типам мартенсита.

В наших исследованиях, проведенных на сплавах с атермической кинетикой мартснситнсго превращения (с мартенситными точками в диапазоне от 45 до -196 Т), было показано, что под действием импульсного магнитного поля морфологический тип кристаллов мартенсита может оставаться как неизменным, так и изменяться. В таблице 1 исследуемые сплавы объединены в несколько групп - по положению мартенситной точки и морфологии мартенсита, полученной при охлаждении и под действием магнитного поля. С понижением температуры мартенситной точки при охлаждении в исследуемых сплавах наблюдается переход от линзовидного к тонкопластинчатому мартенситу.

Таблица 1. Влияние магнитного поля на морфологические формы атермического мартенсита

Группа Состав сплава мн,°с Структура мартенсита, полученная при охлаждении

без магнитного поля при наложении магнитного поля

1 50Х2НЗ 45 Лигоовидный Лигоовидный

70Н17 -20

125ГЗ -25

30Н23 -30

130X4 -30

25Н24М2 -40

135Н8 -45

50Х2Н16 -45

2 Н32 -100 Лигоовидный Тонкопластинчатый, пластинчатый, лигоовидный

120Н10 -120

50Н26 -120

25Н31 -135

50ХН23 -145

50Х2Н22 -160

3 120Н12 -120 Тонкопластинчатый Тонкопластинчатый, пластинчатый

130Н14 -150

30Н31 -196

Обнаружено, что в первой группе сплавов с мартенситными точками выше -50 °С под воздействием магнитного поля не наблюдается изменения морфологии мартенсита, даже при достаточно большом (80-90 'С) удалении от мартенситной точки. Под действием магнитного поля образуется структура аналогичная мартенситу охлаждения. Мартенсит поля имеет более четкую огранку кристаллов по сравнению с охлаждением (рис. 4а, б).

Рис. 4. Микроструктура сплавов 70Н17 (а), 30Н23 (б), 25Н31 (в-д), 30Н31 (е-з) после нагрева на 1200°С и: а, б, в - охлаждения до Т=-40 °С (а, б), Т=-140°С (в); г, д - обработки в магнитном поле Н=36МА/мпри Т=-65°С(г), Т=-110чС(д); е-з - госжвоздгйпвшмагни1ШготгаН=6МА^ при Т—196 ^С.

Наибольший интерес представляет вторая группа сплавов, в которых под действием магнитного поля происходит образование мартенсита, резко отличающегося по морфологическому типу от мартенсита охлаждения. В сплаве 25НЗ1 после закалки от 1200 °С при охлаждении до -140 °С (близкой к М„) образуется типично линзовидный мартенсит с четко обозначенным мидрибом и чечевицеобразной формой кристаллов (см. рис. 4в), Магнитное поле

напряженностью Н=36 МА/м (450 кЭ), налагаемое при -65 °С, то есть на 70-75 градусов выше Мн вызывает образование кристаллов мартенсита, которые резко отличаются по микроструктуре от кристаллов мартенсита охлаждения: образуется тонкопластинчатый мартенсит (см. рис. 4г). Показано, что при воздействии магнитного поля получен такой тип мартенсита, который в условиях охлаждения наблюдается при более низких температурах. По мере приближения температуры наложения магнитного поля к температуре мартенситной точки эта разница в структуре мартенсита становится менее выраженной. Мартенситная структура имеет смешанный вид: наряду с тонкими кристаллами появляется много более широких, отдельные кристаллы образуют группировки типа ферм и молний, встречаются кристаллы с мидрибом. Подобный характер изменения структуры установлен для других сплавов Fe-Ni-C (2-ой группы), а также для безуглеродистого сплава Н32 (см. табл. 1).

Таким образом, нами установлено, что в этих сплавах при воздействии магнитного поля может образовываться мартенсит иного морфологического типа, чем при охлаждении. В одном и том же сплаве без изменения химического состава твердого раствора можно получить несколько типов мартенситных кристаллов. При этом, несмотря на то, что под действием магнитного поля мартенситное превращение переносится в область более высоких температур, для сплавов второй группы имеет место переход от частично двойникованного линзовидного мартенсита к полностью двойникованному тонкопластинчатому, который обычно наблюдается в сплавах Fe-Ni-C с очень низкими мартенситными точками, близкими к температуре жидкого азота. Образование под влиянием магнитного поля тонкопластинчатых кристаллов следует рассматривать как стадию зарождения линзовидного кристалла. Данная морфологическая особенность понятна, если исходить из того, что формирование линзовидного кристалла происходит в две стадии, разделенные по времени, что было показано в работах В.М. Счастливцева с соавторами. Сначала с большой скоростью образуется тонкая пластина двойникованного мартенсита - мидриб, а затем происходит более медленное образование периферийной части кристалла, дислокационной зоны вокруг пластин мартенсита, обусловленное началом бокового роста пластины вследствие наличия в аустените нескомпенсированных упругих напряжений, вызванных образованием

тонкопластинчатого мартенсита (см. рис. 4д). Скорость роста отдельных частей кристалла различна. Мгновенное зарождение кристалла в виде мидриба сопоставимо со скоростью распространения звука в металле, рост периферийной части кристалла происходит со скоростью близкой к 1 мкмАь Различия морфологии кристаллов мартенсита, образующихся в одном и том же сплаве под действием магнитного поля и при охлаждении, могут быть обусловлены следующими причинами. Во-первых, различием физических свойств аустенита (упругих, магнитных) при температуре М„ и температуре образования мартенсита в магнитном поле, которая может на десятки градусов отличаться от М„. Во-вторых, временем, необходимым для роста кристалла мартенсита. Наконец, для сплавов со смешанной кинетикой мартенситного превращения - существованием такого типа мартенсита, который в условиях наложения магнитного поля образуется предпочтительнее другого, возможного в этом сплаве.

Установлено, что изменение морфологии мартенсита под действием магнитного поля связано с кинетикой превращения. При охлаждении образование линзовидного мартенсита сопровождается ярко выраженной «взрывной» кинетикой, при которой сразу же появляется большое количество мартенсита (например, в сплаве 25Н31 около 25 %). Под воздействием магнитного поля образование мартенсита выше М„ происходит в широком температурном интервале, величина которого зависит от напряженности магнитного поля. При последовательном понижении температуры в интервале выше мартенситной точки от -60 до -140 °С количество мартенсита увеличивается от 5 до 30 % по более плавной кривой. Величина взрыва под действием магнитного поля уменьшается в несколько раз.

Использование магнитного поля позволило на одном и том же сплаве 25НЗ1 (без изменения его химического состава или состояния аустенита) получить кристаллы мартенсита двух различных морфологических типов: линзовидного, при охлаждении до температур ниже мартенситной точки, либо тонкопластинчатого, применяя воздействие магнитного поля при температурах выше мартенситной точки, определенной при охлаждении. В связи с этим было изучено влияние морфологии атермического мартенсита (пластинчатого и линзовидного) в сплаве 25НЗ1 неизменного состава на температурный интервал обратного а-»у превращения. После

охлаждения до Т= -196 °С в образцах сплава 25Ю1 образовывалось около 45-47 % мартенсита. Обработку в импульсном магнитном поле до Н=40 МА/м осуществляли при температурах на десятки градусов выше температуры М„, что обеспечивало получение тонкопластинчатого мартенсита. Условия охлаждения и магнитной обработки выбирали так, чтобы получить в структуре примерно одинаковое количество линзовидного и пластинчатого мартенсита, и исследовать влияние морфологии мартенситных кристаллов на особенности обратного а-»у превращения.

Магнитометрические и дилатометрические измерения, а также структурные исследования показали, что при скоростях нагрева в диапазоне 10-2000 град/мин обратное мартенситное превращение тонкопластинчатого мартенсита происходит при более низких температурах, чем линзовидного. Температура начала превращения Ан в исследованном диапазоне скоростей этих двух типов мартенсита слабо зависит от скорости нагрева и для пластинчатого мартенсита составляет 200-210 °С, а для линзовидного - 290-300 °С. Температура конца а—>у перехода Ак пластинчатого мартенсита более чувствительна к скорости нагрева и равна при скорости 10 град'мин 420 °С, при 2000 град/мин 340 °С. Для линзовидного мартенсита Ак в меньшей степени зависит от скорости нагрева и составляет 440-450 °С. Различие в положении температурных интервалов (Ан-Ак) тонкопластинчатого и линзовидного мартенсита может быть объяснено влиянием ориентированных микронапряжений при превращении, а также особенностями внутреннего строения этих кристаллов. Различное положение температурных интервалов (А„-Ак) предопределяет разный уровень развития отпуска в структурах линзовидного и пластинчатого мартенсита. В мартенсите охлаждения отпуск происходит полнее, в нем выделяются карбиды, что приводит к изменению химического состава и, в свою очередь, к повышению температуры (Ан-Ак).

Два типа мартенсита, полученные с помощью магнитного поля на одном сплаве и имеющие, таким образом, идентичный химический состав, отличаются не только формой и внутренним строением кристаллов, но и степенью релаксации микронапряжений, особенностями взаимодействия кристаллов с остаточным аустенитом и строением межфазных границ, что несомненно должно сказываться на механических свойствах сплава, а также на отношении таких

структур к внешним воздействиям. Это обстоятельство позволило провести уникальное исследование по влиянию типа мартенситных кристаллов на механические свойства сплава одного и того же состава.

В сплаве 50Н26 мартенситное превращение начинается при достижении Т= -120 °С. Кинетика превращения взрывная, в первый момент образуется до 20 % частично двойникованного мартенсита, количество которого увеличивается по мере понижения температуры. При Т= -196 °С в сплаве образуется ~ 50 % линзовидного мартенсита. Специальными опытами было установлено, что при Т= -100 °С и напряженности поля Н=40 MMi образуется ~ 50 % тонкопластинчатого мартенсита, то есть столько же, сколько при их охлаждении до температуры -196° С в отсутствие поля. Однако следует заметить, что при одинаковом объемном содержании мартенсита число кристаллов тонкопластинчатого было больше, чем кристаллов линзовидного.

Установлено, что параметр кристаллической решетки мартенсита и остаточного аустенита в сплаве 50Н26 зависит от морфологического типа мартенсита, образующегося при охлаждении или при воздействии на сплав магнитного поля. Микротвердость кристаллов тонкопластинчатого мартенсита на 850 МПа выше микротвердости линзовидного мартенсита. Но микротвердость остаточного аустенита в структуре с тонкопластинчатым мартенситом, наоборот, ниже, чем микротвердость остаточного аустенита в сплаве с линзовидным мартенситом. Прочность двухфазной мартенсито-аустенитной структуры, содержащей тонкопластинчатый мартенсит (огв = 1350 МПа), ниже прочности структуры с таким же количеством линзовидного мартенсита (ов = 1420 МПа), что обусловлено разной степенью фазового наклепа остаточного аустенита в этих структурах.

К 3-й группе (см. табл. 1) отнесены сплавы системы Fo№C, которые имеют очень низкие мартенситные точки, близкие к температуре жидкого азота. При охлаждении в этих сплавах в отличие от сплавов второй группы образуется другой морфологический тип мартенсита - тонкопластинчатые полностью двойникованные кристаллы (см. рис. 4 е-з). Установлено, что в таких сплавах под воздействием магнитного поля не наблюдается смены морфологии мартенсита. Однако пропорционально росту напряженности магнитного поля при постоянной температуре увеличивается количество и ширина самих кристаллов мартенсита.

Электронно-микроскопические исследования структуры а-мартенсита различных морфологических типов, образующихся в сталях под действием магнитного поля, свидетельствуют, что по своему внешнему виду и основным кристаллографическим характеристикам (габитусной плоскости, плоскости двойникования и ориентационным соотношениям) кристаллы этого мартенсита сходны с кристаллами мартенсита, получаемого в тех же сталях при охлаждении.

Таким образом, было установлено, что отличие а-мартенсита, возникающего под действием импульсного магнитного поля, от мартенсита охлаждения, особенно заметно у сталей, состав которых находится в «пограничной» области, соответствующей смене морфологического типа мартенсита (см. рис. 3). Когда условия зарождения и формирования мартенситных кристаллов при охлаждении и в магнитном поле значительно различаются, наблюдается, как правило, существенное отличие морфологии мартенсита, образующегося в этих двух случаях.

Вторая глава посвящена изучению влияния постоянных магнитных полей на фазовые превращения в сталях и сплавах.

Исследования, выполненные в постоянных магнитных полях, позволили изучить не только атермическое превращение, которое происходит независимо от времени, но и изотермическое мартенситное превращение. Одной из характерных особенностей изотермического мартенситного превращения является то, что оно может длительное время развиваться в определенном температурном интервале в процессе изотермической выдержки, причем обнаруживается четкая температурная зависимость скорости превращения, изображаемая обычно кривой с кинетическим максимумом. Для того, чтобы получить ощутимые эффекты желательно проводить исследования в достаточно сильных постоянных магнитных полях, получение которых сопровождается определенными технологическими трудностями и требует специальных установок. В последние годы нами был выполнен цикл экспериментов в постоянном магнитном поле.

Удобным объектом для исследования является сплав Н24Г4 с изотермической кинетикой мартенситного превращения при охлаждении. Этот сплав после закалки сгг 1150 °С остается в

однофазном аустенитном состоянии, которое сохраняется при обычном охлаждении до температуры жидкого азота, а также и при последующем достаточно быстром отогреве до комнатной температуры. Если отогрев вести медленно в парах жидкого азота, то образуется 4-5 % а-фазы. При очень медленном охлаждении скорость превращения вблизи мартенситной точки («-60 °С) мала и процесс развивается крайне медленно, достигая максимальной скорости около -130 °С, а затем с понижением температуры превращения постепенно затухает.

Однако в этом сплаве при температуре жидкого азота наложение импульсного магнитного поля больше критического значения Н=12,8 МА/м привело к развитию атермического мартенситного превращения. Таким образом, было установлено, что в сплавах с изотермической кинетикой мартенситного превращения воздействие импульсного поля напряженностью выше критической может вызвать атермическое мартенситное превращение в аустените, переохлажденном в область температур, лежащих ниже кинетического максимума, при этом степень превращения зависит от напряженности магнитного поля.

Для объяснения полученных результатов было привлечено известное представление о возможном существовании в одном сплаве двух типов мартенситного превращения: атермического и изотермического. Морфологические особенности мартенсита, полученного при обработке в импульсном магнитном поле подтвердили такое предположение. Кристаллы мартенсита, образованного под действием импульсного магннгного поля (рис. 56), по форме типично атермические и явно отличаются от изотермических (рис. 5а, в). Таким образом, в сплаве Ш4Г4 при определенных условиях могут происходить оба вида мартенситного превращения, как атермическое, так и изотермическое.

Исследования, проведенные нами в постоянном магнитном поле напряженностью до 4,0 МА/м и дополненные отдельными опытами в полях более высокой напряженности до 16 МА/м, создаваемых в соленоидах со сверхпроводящей обмоткой, дали возможность получить новую информацию, и расширить представления о влиянии постоянного магнитного поля на изотермическое мартенситное превращение. Сплав Н24Г4 оказался

весьма чувствительным к действию поля на мартенситное превращение: уже в полях Н=0,4 МА/м наблюдали образование мартенсита, с ростом напряженности количество мартенсита увеличивается, достигая 27 % в полях Н=4 МА/м.

Рис. 6. Зависимость количества мартенсита в сплаве Н24Г4 от температуры охлаждения после обработки:

1 - без магнитного поля;

2 - в постоянном магнитном поле Н=4 МА/м (без выдержки);

3 - в постоянном магнитном поле Н=4 МА/м, выдержка 2 ч.

Стрелками указан максимум на кривых.

Рис. 5. Микроструктура сплава Н24Г4 гослезакалки к а- изотермической выдержки при Т=-120 °С, 2 ч; б - обработки в импульсном магнитном поле Н=28ММ( при Т=-19б°С; в - обработки в постоянном магнитном поле Н=4МА/м при Т=-]30°С.

Анализ мартенситных кривых, полученных в постоянном магнитном поле при разных температурах и изотермической выдержке, показал, как происходит изотермическое мартенситное превращение в зависимости от температуры при охлаждении (без магнитного поля) и под действием поля (рис. 6). Под воздействием

магнитного поля Н=4 МА/м наблюдается смещение максимума мартенситного превращения в сторону более высоких температур

(на 30 градусов), при этом количество образовавшегося мартенсита на максимуме превращения увеличивается с 5 до 47 %.

Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита, полученной после магнитной обработки в постоянном поле Н=4 МА/м при Т=-130 °С показало, что она состоит из кристаллов нескольких, по крайней мере двух ориентировок (вариантов Курдюмова-Закса), находящихся в двойниковом соотношении. В отдельных пластинах имеются двойники неправильной искривленной формы, неоднородной толщины, часто с заостренными концами (рис. 7). Сложное взаимодействие кристаллов мартенсита характеризуется особенностями, установленными ранее для атермических сплавов с линзовидным мартенситом. Формирование линзовидного изотермического мартенсита в магнитном поле имеет много общего с образованием линзовидного атермического мартенсита. После воздействия магнитного поля в структуре сплава Н24Г4 наблюдали мартенситные кристаллы разной морфологии - парные кристаллы, соединенные вдоль общего двойникованного мидриба; кристаллы мартенсита частично иди полностью двойникованные.

Рис. 7. Микроструктура сплава Н24Г4 после обработки в постоянном магнитном поле напряженностью Н=4 МА/м при Т=-133 °С: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение в рефлексе а-фазы (200)а.

На основе данных магнитных измерений и кинетических кривых развития мартенситного превращения при разных температурах, полученных в постоянном магнитном поле, была построена С-образная кинетическая диаграмма изотермического мартенситного превращения (рис. 8). Установлено, что под влиянием постоянного магнитного поля Н=4 МА/м существенно сокращается

\

инкубационный период, предшествующий образованию мартенсита, увеличивается полнота (до 40 %) и скорость мартенситного превращения, расширяется температурный интервал его развития, кинетический максимум сдвигается на 30 градусов в сторону более высоких температур.

Рис. 8. С-образная диаграмма изотермического превращения в сплаве Н24Г4 в мартенситной области

температур после обработки:

.......без магнитного поля:

о -1 %а-фазы; 0-5% а-фазы;

_- в постоянном магнитном

поле Н=4МА/м: • -1 % а-фазы; х - 5 % а-фазы; А -10 % а-фазы.

10 10* 10> 10* «.с

III II I I I ч I I II I I 1 II I I I I I I

1 2 5 1520 60 2 3 4 5 .10 И 30 60 2 3 S 101524

. _ _ -

секуцды ивкута часы

Полученные экспериментальные результаты использованы для построения трехмерных объемных диаграмм кинетики изотермического мартенситного превращения в сплаве Н24Г4 (рис. 9), в постоянном магнитном поле: зависимости количества мартенсита от температуры охлаждения и напряженности поля (рис. 9а), а также зависимости количества мартенсита от температуры охлаждения и времени изотермической выдержки в магнитном поле Н=4 МА/м (рис. 96).

Обнаружено, что в сплаве Н24Г4 в постоянном магнитном поле можно наблюдать развитие мартенситного превращения при температуре жидкого гелия. По типу кинетики образование мартенсита при Т= -269 °С следует рассматривать как атермическое превращение подобно тому, которое наблюдали ранее в этом же сплаве под воздействием импульсного магнитного поля при температуре жидкого азота.

При обсуждении природы влияния магнитного поля на мартенситные превращения возникает вопрос о соотношении между атермическим и изотермическим мартенситными превращениями. Представляется целесообразным попытаться объяснить природу

изотермического мартенситного превращения с точки зрения новой концепции о мартенситном и бейнигном превращениях, основывающейся на многостадийности у->а превращения, которая рассмотрена в работах Д.А. Мирзаева, В.М. Счастливцева. Элементарный расчет показывает, что если в сплаве Н24Г4 при охлаждении реализуется мартенситоподобное превращение по Ш ступени, осуществляемое по изотермической кинетике, то оно должно развиваться при температуре около -110 °С. Как показывает эксперимент, именно в этом интервале температур и происходит изотермическое мартенситное превращение. Таким образом, различие в природе между изотермическим и атермическим мартенситным превращениями может быть непротиворечиво объяснено с позиций существования стадийности у-»а превращения в сплавах железа.

Рис. 9. Трехмерные диаграммы изменения количества мартенсита в сплаве Н24Г4: а - в зависимости от напряженности постоянного магнитного поля, налагаемого при разных температурах; б - в постоянном магнитном поле Н=4 МА/м в зависимости от времени выдержки и температуры.

Большой интерес представляют исследования влияния постоянного магнитного поля на процессы изотермического распада переохлажденного аустенита. Поскольку получение постоянных магнитных полей большой напряженности и проведение экспериментов в них - технически сложная задача, то диффузионные превращения с участием ферромагнитных фаз в постоянном поле изучены гораздо меньше, чем мартенситные превращения. Однако нами в этом направлении был проведен ряд исследований, постановка и проведение которых потребовали создания специальной аппаратуры. Применение постоянных магнитных полей высокой напряженности

а

б

расширяет круг превращений, на которые оказывает влияние магнитное поле. Первые опыты по влиянию постоянного магнитного поля высокой напряженности 5,76 МА/м на изотермическое диффузионное превращение переохлажденного аустенита в перлитной области были выполнены на модельной стали 110Г4. Особенностью этой стали является то, что она после закалки при комнатной температуре находится в аустенитном состоянии, а при последующей изотермической выдержке ь интервале температур 450-650 °С через сравнительно небольшой инкубационный период в ней начинается перлитный распад. Установлено, что при воздействии магнитного поля перлитное превращение получает значительное развитие, в то время как без магнитного поля образование перлита только начинается на границах зерен (рис. 10).

а 6

Рис. 10. Микроструктура стали 110Г4 после изотермической выдержки 5 мин при 550 °С: а - без магнитного поля; б - в магнитном поле.

Разница в количестве образовавшегося перлита ярко прослеживается при небольших изотермических выдержках (до 15 мин), когда образуется основная масса перлита, затем процесс стабилизируется, и количество перлита увеличивается незначительно. Электронно-микроскопические исследования показали, что не обнаружено каких-либо специфических особенностей в строении перлита, полученного при изотермической выдержке в магнитном поле, отмечено увеличение числа колоний искаженного перлита с различно ориентированными цементитными пластинками.

По результатам структурных и магнитометрических исследований, а также анализа кинетических кривых была построена часть изотермической диаграммы распада аустенита стали 110Г4 в перлитной области (рис. 11). Отмечено, что влияние магнитного поля на уменьшение инкубационного периода увеличивается при понижении температуры превращения. Это вполне закономерно,

поскольку при этом идет образование ферромагнитной фазы с более высокой намагниченностью.

Убедительные опыты по влиянию постоянного магнитного поля Н=5,76 МААл на диффузионный распад переохлажденного аустенита были проведены нами на промышленной конструкционной стали 37ХЮА в двух температурных интервалах: 600-630 °С - области кинетического максимума, соответствующего первой ступени превращения, и 350-400 °С - в области температур промежуточного превращения. Экспериментально показано, что постоянное магнитное поле ускоряет перлитное превращение переохлажденного аустенита в этой стали при температурах 630 и 600 °С. При переходе в область бейнитного превращения при 350 и 400 °С ускоряющее действие магнитного поля на распад переохлажденного аустенита в стали 37ХЮА сохраняется и значительно усиливается.

Рис. 11. Влияние магнитного поля на кинетику перлитного превращения в стали 110Г4:

- - начало превращения;

------ - 30 % превращения;

о - без поля; • - в магнитном поле.

Таким образом, если диффузионный распад переохлажденного аустенита сопровождается изменением намагниченности исходной и образующейся фазы, то постоянное магнитное поле способствует образованию фазы с более высокой намагниченностью (перлита, бейнита). Поскольку в этом случае процесс формирования новой фазы связан с диффузионными явлениями, результат действия постоянного магнитного поля определяется не только его напряженностью и температурой, но и продолжительностью изотермической выдержки.

Эффективность магнитной обработки в значительной мере зависит от напряженности магнитного поля. Несомненно, что с развитием техники получения стационарных магнитных полей высокой напряженности термическая обработка стали в магнитном поле будет находить практическое применение.

В третьей главе рассмотрены особенности дестабилизации аустенита иод действием магнитного поля в сталях и сплавах. При

Т, 'С

650 ТР Л*

600

550

500 - V4-

11 1 1 1 1 1 1 !

О

-Л

1 3 5 10 15 20 25 30 40 Т. мин

определенных условиях термической и термомеханической обработки в сталях может наблюдаться увеличение устойчивости аустенита по отношению к последующему мартенситному превращению, что проявляется в понижении температуры начала и уменьшении степени превращения. Различают несколько видов стабилизации, обусловленных изменением размера зерна, пластической деформацией, фазовым наклепом, изотермической выдержкой выше или ниже температуры начала мартенситаого превращения (тепловая стабилизация).

В работах Е.А. Фокиной, В.Д. Садовского было замечено, что размер зерна аустенита в одном и том же сплаве при воздействии магнитным полем может оказывать влияние на величину критического поля. Поэтому нами подробно изучено влияние размера зерна аустенита на мартенситное превращение при охлаждении и величину критического поля при обработке сплавов в магнитном поле. Исследуемые сплавы 25Ю1, Н32, 30Н23 и 28Н19 имели мартенситные точки М„: -135, -100, -30,80 °С, соответственно.

Изменение величины зерна аустенита привело к изменению температуры начала мартенситного превращения Мн (рис. 12). С уменьшением размера зерна аустенита (от 180 до 15 мкм) в сплавах происходит понижение точки Мв, наблюдается стабилизация аустенита. Это влияние отчетливо проявляется в сплавах 25Н31, Н32, 30Н23, в которых мартенситное превращение начинается при отрицательных температурах и практически не сказывается на сплаве 28Н19, где оно начинается выше комнатной температуры.

а б

Рис. 12. Мартенситные кривые, полученные при охлаждении (1-3) и в

магнитном поле (4) на сплавах 25НЗ1 (а) и Н32 (б), диаметр зерна: 1,4- 180 мкм; 2 (а) - 50 мкм; 2 (б) - 70 мкм; 3 (а) -15 мкм; 3 (б) - 30 мкм.

Изменение размера зерна аустенита влияет не только на положение мартенситной точки, но и на кинетику превращения (рис. 12).

В сплавах 25Н31 и Н32 с крупнозернистой структурой при охлаждении мартенситное превращение начинается явно выраженным «взрывом», с образованием значительного количества мартенсита (рис. 12, кривая 1). По мере уменьшения величины зерна аустенита уменьшается и величина «взрыва», при М„ образуется меньшее количество мартенсита (рис. 12, кривые 2, 3). Изменение размера зерна аустенита также может отражаться и на морфологии образующихся кристаллов мартенсита. В сплавах 25Н31 и Н32 в крупнозернистых образцах образуется линзовидный мартенсит, в мелкозернистых - при охлаждении наблюдали наряду с линзовидным мартенситом образование пластинчатых кристаллов (рис. 13).

Рис. 13. Микроструктура сплавов 25НЗ1 (а, б, в) и Н32 (г) после охлаждения до Т=-196 °С, диаметр зерна:а -180 мкм; б, в - 50 мкм; г - 30 мкм.

Электронно-микроскопические исследование показали, что в мелкозернистых образцах присутствуют кристаллы тонкопластинчатого или частично двойникованного мартенсита. Наблюдаемая смена морфологии мартенсита, вызванная влиянием размера зерна аустенита, обусловлена изменением условий образования кристаллов. По-видимому, при мелком зерне энергетически наиболее оптимальным является образование мартенсита в виде тонких полностью или частично двойникованных пластин.

Полученные результаты показали, что смена морфологии мартенсита может происходить не только под действием магнитного поля и напряжений, но и при изменении размера зерна аустенита. Варьируя размер зерна аустенита, можно получить при охлаждении две морфологические формы мартенсита - линзовидную и тонкопластинчатую. По мере уменьшения величины зерна аустенита и понижении температуры М„ увеличивается доля пластинчатого мартенсита, и взрывная кинетика превращения становится менее ярко выраженной.

В опытах с магнитным полем при низких температурах критическое поле, вызывающее появление мартенсита в сплавах 25Н31 и 30Н23, оказалось более высоким для мелкозернистого аустенита по сравнению с крупнозернистым. Однако это различие уменьшалось с повышением температуры опыта и практически исчезало вблизи комнатной температуры (рис. 14). Таким образом, с уменьшением размера зерна аустенита понижается температура начала мартенситного превращения, исследуемые сплавы становятся более устойчивыми к переохлаждению, и для того, чтобы вызвать мартенситное превращение, требуется приложить критическое магнитное поле большей напряженности.

МА/м

а б

Рис. 14. Зависимость критического магнитного поля от величины зерна в сплавах 25Н31 (а) и 30Н23 (б), диаметр зерна: а:1 -16 мкм; 2-45 мкм; 3 - 180 мкм; б: 1 - 25 мкм, 2 - 50 мкм.

Касаясь возможных причин влияния размера зерна на мартенситную точку, можно полагать, что это связано с краевыми эффектами искажения упругого поля у концов мартенситной пластины, приводящими к возрастанию упругой энергии, если длина пластины ограничена размером зерна. Магнитное поле увеличивает

разность термодинамических потенциалов ферромагнитной и неферромагнитной фаз, и в связи с этим оно должно влиять на упругое равновесие, обусловленное размером кристаллов новой фазы. Исчезновение влияния величины зерна на критическое поле при повышенных температурах, возможно, связано с тем, что когда магнитное поле вызывает превращение, то пластическая деформация при образовании кристаллов внутри зерна приводит к частичной или полной релаксации напряжений у концов мартенситной пластины и уменьшению краевой упругой энергии. В этом случае исчезает влияние длины пластины, то есть величины размера зерна на точку превращения, и магнитное поле оказывает одинаковое действие независимо от размера зерна аустенита.

Пластическая деформация стали в аустенитном состоянии при определенных условиях существенно влияет на развитие мартенситного превращения. Небольшая пластическая деформация в ряде случаев приводит к активизации мартенситного превращения, что проявляется в повышении мартенситной точки и увеличении количества мартенсита, образовавшегося при охлаждении. Значительная пластическая деформация, наоборот, затрудняет развитие мартенситного превращения, приводит к стабилизации аустенита. Неоднозначное влияние пластической деформации, по-видимому, можно объяснить тем, что малые деформации создают такие структурные нарушения и локальные поля напряжений в исходной фазе, которые делают энергетически выгодным зарождение мартенсита в соответствующих участках. Большие же деформации приводят к таким сильным нарушениям правильного строения исходной фазы, которые затрудняют когерентный рост мартенситного зародыша на самых начальных его стадиях. Чем выше температура деформирования и ниже предел упругости исходной фазы, тем с меньших степеней деформации проявляется механическая стабилизация.

Обычно стабилизация от пластической деформации не может быть полностью устранена применением обработки холодом. Наиболее сильно стабилизируется аустенит в сталях, в которых мартенситное превращение протекает при отрицательных температурах. В зависимости, главным образом, от степени деформации аустенита стабилизация может быть настолько значительной, что при охлаждении мартенситное превращение

оказывается полностью подавленным. Однако для активизации мартенситного превращения деформированного аустенита было использовано сильное магнитное поле. Установлено, что как и в случае недеформированного аустенита, мартенситное превращение деформированного аустенита при заданной температуре начинается при некотором критическом значении магнитного поля. Показано, что с повышением температуры наложения поля величина критического поля увеличивается.

В значительной мере результат воздействия магнитного поля определяется и температурой, при которой осуществляется магнитная обработка. Установлено, что если обработка в магнитном поле осуществляется при температуре жидкого гелия (-269 °С), то можно получить мартенсита на 10 % больше по сравнению с магнитной обработкой при температуре жидкого азота (-196 °С).

Представляют интерес полученные результаты исследования влияния импульсного магнитного поля на превращение аустенита, стабилизированного пластической деформацией, в сплаве 50Н26. Этот сплав отличается тем, что в нем под влиянием магнитного поля образуется мартенсит иной морфологии, чем при охлаждении. После закалки от 1200 °С сплав 50Н26 при комнатной температуре находится в аустенитном состоянии, мартенситное превращение начинается при охлаждении до -120 °С с образованием линзовидного мартенсита. Предварительная деформация сплава при комнатной температуре на 50 и 70 % вызывает стабилизацию аустенита по отношению к мартенситному превращению. По мере увеличения степени деформации происходит понижение температуры начала мартенситного превращения по сравнению с точкой Мн недеформированного аустенита, величина взрыва и количество мартенсита уменьшается (рис. 15, кривые 1-3).

Воздействие магнитного поля напряженностью Н=36 МА/м привело к смещению мартенситной точки в сторону более высоких температур как недеформированного, так и деформированного аустенита на 80-83° (~23 ° на 10 МА/м), см. рис. 15 (кривые 5, 6). Отметим, что магнитное поле, увеличивая движущую силу превращения, оказывает одинаковое влияние для всех вариантов обработок, несмотря на то, что увеличение степени пластической деформации приводит к большей стабильности аустенита.

Мартенситные кривые, полученные под действием магнитного поля, разделены точкой перегиба на две области. При Т= -140 °С все мартенситные кривые сходятся в одной точке, при этом степень развития превращения в сплаве 50Н26 в магнитном поле не зависит от предварительной обработки и одинакова для деформированного, и недеформированного аустенита. При -140 °С в магнитном поле происходит полная дестабилизация деформированного аустенита: мартенсита образуется примерно столько же, сколько при охлаждении до -196 °С недеформированного сплава. Положение температуры полной дестабилизации аустенита определяется химическим составом материала, а также условиями проведения пластической деформации и обработки в магнитном поле. До -140 °С при воздействии магнитного поля сохраняется та же зависимость развития мартенситного превращения, что и при охлаждении. Однако при температурах ниже Т= -140 °С ход мартенситных кривых, их взаимное расположение и кривизна меняются. Деформированный аустенит в этой области температур под воздействием магнитного поля испытывает более полное у—их превращение, чем недеформированный. Показано, что при -196 °С под влиянием магнитного поля в образцах, деформированных на 70 %, образуется максимальное количество мартенсита, что почти на 10 % больше, чем в недеформированных образцах.

Рис. 15. Зависимость количества мартенсита, полученного при охлаждении (кривые 1-3) и под влиянием импульсного

магнитного поля Н=36 МАЛи (кривые 4-6) в сплаве 50Н26 без деформации (1, 4) и после деформации на: 50 % (2, 5); 70 % (3, 6).

После обработки в магнитном поле объемная доля мартенсита возрастает за счет увеличения количества мартенситных кристаллов, с ростом степени деформации увеличивается дисперсность структуры мартенсита. Электронно-микроскопические исследования показали,

что кристаллы мартенсита имеют высокую плотность дислокаций, которая повышается с ростом степени деформации аустенита. Мартенситная структура в основном представляет группы параллельно направленных крилашюв, имеющих толщину 0,04-0,76 мкм и часто разделенных прослойками деформированного аустенита.

Сложный ход мартенситных кривых в магнитном поле (см. рис. 15), вероятно, можно связать с влиянием различных факторов на процесс структурообразования: увеличением количества мартенсита за счет роста числа кристаллов и их обрастания, сменой морфологии мартенсита под действием магнитного поля; ориентирующим влиянием магнитного поля и пластической деформации.

Независимо от типа стабилизации (механической или тепловой) эффективность действия магнитного поля зависит главным образом от его напряженности и температурных условий, при которых осуществляется обработка. В связи с тем, что в основе стабилизирующих обработок лежат разнообразные по своей природе причины, универсальность действия магнитного поля относительно стабилизированного аустенита может служить подтверждением термодинамических причин влияния магнитного поля на мартенситное превращение. Однако для каждого типа стабилизации аустенита воздействие магнитного поля имеет свои особенности. В практическом отношении дестабилизирующее влияние магнитного поля можно рассматривать как способ повышения прочности сталей за счет увеличения в структуре количества мартенсита.

В четвертой главе рассмотрено влияние легирования и термической обработки на фазовые, структурные превращения и свойства мартенситностареющих сталей. На большой группе модельных и промышленных мартенситностареющих сталей проведено систематическое исследование влияния химического состава (углерода, кобальта, молибдена, титана) на особенности фазовой и структурной перекристаллизации при нагреве и механизм а-»у превращения в них. Установлено, что при легировании системы Ре-18%№ различными элементами изменяется положение температурного интервала фазового а-»у превращения, мартенситная точка и температура рекристаллизации.

Изучены особенности и различия начальных стадий образования аустенита при нагреве мартенситностареющих сталей

разного состава. В сталях 10Ш8К9М5, 03Ш8М4Т, 10Н18М5 (в исходной структуре которых присутствует остаточный аустенит), образование аустенита при нагреве идет по хорошо известному механизму - аустенит образуется в виде прослоек между мартенситными рейками, то есть в тех местах, где находился остаточный аустенит после первой закалки. При повышении температуры нагрева эти участки межпластинчатого аустенита увеличиваются. Процесс заканчивается восстановлением зерен аустенита по форме, величине и кристаллографической ориентировке, совпадающих с исходным аустенитом, наблюдается ярко выраженная структурная наследственность. В сталях Ш8К9 и HI8 (в исходной структуре присутствует остаточный аустенит) новый аустенит при нагреве образуется как в виде пластинчатых зародышей на начальной стадии а->у превращения, так и в глобулярной форме, в виде отдельных зерен размером 3-4 мкм в верхней половине межкритического интервала. В результате этого зерно аустенита измельчается в ходе самого фазового превращения. Формально при этом структурная память отсутствует. Но так как на начальных стадиях образования аустенита наблюдались пластинчатые зародыши аустенита, ориентационно связанные с мартенситом, можно полагать, что глобулярный аустенит возникает при рекристаллизации, когда температура рекристаллизации аустенита от фазового наклепа смещается в межкритический интервал.

Иная картина образования аустенита наблюдается в сталях 0IH18K9M5T, 03Н18К9М5Т, 06Ш8К9М5Т (в исходной структуре остаточный аустенит не обнаружен). На начальных стадиях нагрева (выше Ad) зародыши аустенита имеют несколько ориентировок. Установлено, что в каждой рейке мартенсита появляется шесть ориентировок аустенита, сохраняющих мартенситные ориентационные соотношения, которые соответствуют всем трем возможным вариантам бейновской деформации при обратном а-»у превращении. В отличие от прямого у-»а превращения, приводящего к образованию пакетного мартенсита, не имеется единственной плоскости сдвига типа (011)а или (111), для всех шести ориентировок. При повышении температуры нагрева образуется единственная преимущественная ориентировка у-фазы (межреечный аустенит), совпадающая с первоначальной, которая разрастаясь, поглощает

наряду с а-фазой внутриреечную, возникшую ранее у-фазу, постепенно заполняет рейки мартенсита. В результате при завершении фазового а-»у превращения множественность ориентировок аустенита исчезает, и образуется аустенит единственной ориентации, совпадающей с первоначальной. Наблюдается восстановление зерна.

При более высоких температурах нагрева в сталях типа 10Н18К9М5, 03Ш8М4Т, 10Н18М5 и Н18К9М5Т наблюдается рекристаллизация аустенита.

Результаты структурных исследований и определение размера зерна использованы для построения диаграмм рекристаллизации аустенита вследствие фазового наклепа. На основании проведенных исследований перекристаллизации мартенситностареющих сталей и построения диаграмм рекристаллизации рекомендованы режимы закалки для промышленных сталей типа 03Н18М4Т с учетом температурно-временных интервалов рекристаллизации аустенита, вследствие фазового наклепа, что приводит к измельчению крупнозернистой структуры, устранению структурной наследственности и получению требуемого уровня механических свойств. В результате внедрения специальной термической обработки улучшены характеристики ответственных изделий специального назначения.

К исследованию начальных стадий зарождения аустенита непосредственно относится проблема закалки сталей из межкритического интервала температур. В структуре закаленной стали практически всегда присутствует остаточный аустенит как следствие неполноты мартенситного превращения. Его количество может быть очень малым или достаточно большим. Химический состав остаточного аустенита, как правило, соответствует химическому составу стали. При закалке стали из межкритического интервала температур состав образующегося (ревертированного) аустенита может существенно отличаться от химического состава стали, так как в межкритическом интервале, в двухфазной а+у области, происходит перераспределение химических элементов между а и у фазами. Ревертированнын аустенит обогащается углеродом, азотом, марганцем и никелем, то есть теми элементами, которые снижают мартенситную точку аустенита. Поэтому мартенситная точка такого аустенита находится ниже комнатной температуры, и

вследствие этого почти весь аустенит, образовавшийся при переходе через А], может фиксироваться при охлаждении в виде остаточного аустенита. Количество аустенита определяется температурой нагрева и продолжительностью выдержки в межкритическом интервале, поскольку это влияет на степень аустенитизации к моменту повторной закалки и степень обогащения образовавшегося аустенита стабилизирующими его элементами.

В работе изучено влияние режимов термообработки мартенситностареющих сталей на образование аустенита при нагреве в межкритическую область температур, склонность к тепловому охрупчиванию, механические, усталостные свойства, а также на стабильность двухфазной (а+у) структуры при различных видах разрушения. На промышленных мартенситностареющих сталях 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03ХЮН8К10М5Т исследована кинетика образования аустенита, его устойчивость в зависимости от температуры нагрева и выдержки в межкритическом интервале температур, а также влияние внешних воздействий (термоциклической обработки, длительного отпуска и пластической деформации) на стабильность мартенсито-аустенитной структуры и механические свойства.

Показано, что закалка из межкритического интервала существенно изменяет фазовый состав стали, по сравнению с закалкой от нормальных температур. После закалки от 950 °С в воде, исследуемые стали имеют мартенситную структуру с небольшим (2-5 %) количеством остаточного аустенита, который обычно располагается в виде тонких прослоек вдоль границ реек мартенсита (рис. 17).

б

Рис. 17. Структура стали 03X11Н8М2Ф после закалки от 950 °С в воде: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение в рефлексе 200г

После закалки от 950 °С и последующего нагрева в межкритический интервал от 580 до 740 °С структура стали характеризуется наличием

большого количества остаточного (ревертированного) аустенита (рис. 18). Кристаллы ревертированного аустенита имеют полиэдрическую форму в отличие от межкристаллитных прослоек остаточного аустенита в закаленной стали, внутри аустенитных кристаллов видна дислокационная структура (рис. 18в).

Рис. 18. Структура стали 03X11Н8М2Ф после закалки из межкритического интервала температур от 660 °С, 1 ч, вода (предварительная обработка - закалка от 950 °С): а - светлопольное изображение; б, в - темнопольное изображение в рефлексе аустенита (200)г.

Установлено, что количество аустенита, образовавшегося при температуре аустенитизации (А), с повышением температуры нагрева увеличивается (рис. 19). Количество ревертированного аустенита (сохранившегося в стали после охлаждения до комнатной температуры - а) изменяется по более сложной экстремальной кривой с максимумом около 640-660 °С, в зависимости от состава стали.

Рис. 19. Зависимость количества остаточного аустенита от температуры нагрева в стали 03Х11Н8М2Ф:

А - количество аустенита, образовавшегося при определенной температуре нагрева; а - количество аустенита, сохранившегося при охлаждении до комнатной температуры

Установлено, что ревертированный аустенит устойчив к различным внешним воздействиям. Однократное или многократное циклическое охлаждение до криогенных температур, а также длительный отпуск (до 100 ч) при Т= 450 °С не приводят к

превращению ревертированного аустенита, полученного при оптимальном режиме термообработки, и понижению ударной вязкости стали. Ревертированный аустенит стабилен при пластической деформации на 20 % при комнатной температуре и при деформации до 10 % при отрицательных температурах (-196 °С).

Обнаружено, что в равнопрочном состоянии (с а„~1100 МПа) сталь 03Х11Н8М2Ф с двухфазной мартенсито-аустенитной структурой, содержащей до 40 % ревертированного аустенита, имеет более высокие значения ударной вязкости при отрицательных температурах (1,0 МДж/м2), по сравнению со сталью той же прочности с чисто мартенситной структурой (0,65 МДж/м2). В стали с ревертированным аустенитом однократная и многократная термоциклическая обработка, заключающаяся в нагреве на 450 °С и охлаждении до температуры жидкого азота (-196 °С), практически не приводят к падению ударной вязкости. Ударная вязкость стали предварительно закаленной от 950 °С после термоциклирования существенно уменьшается и составляет 0,2-0,3 МДж/м2.

Испытания на циклическую трещиностойкость стали 03Х11Н8М2Ф в двух исходных состояниях - с мартенситной и мартенсито-аустенитной структурой показали, что меньшая скорость роста трещины при всех значениях коэффициента интенсивности напряжений наблюдалась в стали с ревертированным аустенитом. Пороговое значение циклической трещиностойкости стали 03Х11Н8М2Ф с ревертированным аустенитом почти в 2 раза превышает порог усталости стали с мартенситной структурой. Присутствие в стали наряду с мартенситом некоторого количества стабильного аустенита увеличивает циклическую трещиностойкость, благоприятно влияет на сопротивление росту усталостной трещины, уменьшая скорость ее распространения.

Оценка термической и деформационной устойчивости аустенита показала, что стабильность ревертированного аустенита во многом определяется температурой и выдержкой в двухфазной области. Установлено, что при одинаковой термической стабильности деформационная стабильность ревертированного аустенита (для сталей 03Х10Н8К10М5Т и 03Х11Н10М2Т) зависит от вида механических испытаний. Максимальную устойчивость по отношению к деформации ревертированный аустенит проявляет при

динамических испытаниях, минимальную - при усталостных и испытаниях на растяжение.

Результаты проведенных исследований были использованы для корректировки и оптимизации режимов термообработки полуфабрикатов из стали 03Х11Н8М2Ф, что существенно повысило качество сварных конструкций. Разработаны практические рекомендации и усовершенствованы режимы закалки промышленных мартенситностареющих сталей 03Х11Н10М2Т, 03Х10Н8К10М5Т из межкритической области температур для получения в структуре стабильного ревертированного аустенита.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Развиты новые научные направления по влиянию магнитного поля и термической обработки на фазовые и структурные превращения в легированных сталях и сплавах, начатые академиком В.Д. Садовским в последние годы его деятельности. Выявлены и обобщены закономерности и особенности влияния постоянных и импульсных магнитных полей на фазовые превращения, происходящие с изменением намагниченности фаз. Установлены закономерности перекристаллизации и механизмов образования аустенита при нагреве мартенситностареющих сталей в зависимости от легирования, позволяющие получить требуемый уровень механических свойств.

В работе получены следующие основные результаты:

1. Магнитное поле является мощным фактором внешнего воздействия на мартенситное превращение. Использование инициирующего действия магнитного поля на у—»а превращение значительно расширило представления о кинетических и морфологических особенностях самого мартенситного превращения. Изменение в магнитном поле термодинамических условий равновесия аустенитной и мартенситной фаз, приводящее к образованию мартенсита при температурах значительно выше мартенситной точки, позволило получить различные структурные и морфологические формы мартенсита в одном и том же сплаве без изменения химического состава. Под действием магнитного поля в сплавах может изменяться кинетика превращения, его полнота и

морфологический тип кристаллов мартенсита, что влияет на механические свойства фаз и обратное а-»у превращение при нагреве.

2. Обобщены и проанализированы основные результаты исследований по влиянию импульсного и постоянного магнитных полей на фазовые превращения в сталях и сплавах различного химического состава. Экспериментально установлено, что постоянное магнитное поле по сравнению с импульсным оказывает более широкое и разностороннее влияние на фазовые превращения, происходящие при термической обработки сталей и сплавов. Показано, что магнитное поле ускоряет фазовые и структурные превращения, происходящие с образованием ферромагнитных фаз, в том числе мартенситные у->а превращения с атермической и изотермической кинетикой, а также процессы диффузионного распада переохлажденного аустенита как в перлитной, так и в бейнитной областях превращений. Различия в природе изотермического и атермического мартенситных превращений может быть объяснено с точки зрения существования стадийности у—>а превращения в сплавах железа.

3. По результатам исследований изотермического мартенситного у-»а превращения под действием сильного постоянного магнитного поля в сплаве Н24Г4 построены С-образные кинетические и информативные объемные диаграммы развития изотермического мартенситного превращения в постоянном магнитном поле.

4. Установлено, что магнитное поле, инициируя мартенситное у-»а превращение, оказывает дестабилизирующее действие на аустенит, стабилизированный различными обработками (изменением размера зерна, пластической деформацией, тепловой стабилизацией).

5. Изучены механизмы образования аустенита при нагреве сталей на основе Ре-18%№ в зависимости от легирования и определены особенности их структурной перекристаллизации. Показано, что в сталях окончательная структура формируется в ходе рекристаллизации аустенита, вследствие фазового наклепа. Построены диаграммы рекристаллизации аустенита и экспериментально разработаны оптимальные режимы термообработки промышленных мартенситностареющих сталей, исключающие проявление структурной наследственности.

6. Выявлено влияние температуры и времени выдержки на количество и устойчивость ревертированного аустенита в сталях 03Х11Н8М2Ф, 03X11H10M2T, 03Х10Н8К10М5Т. Установлено влияние внешних воздействий (длительного отпуска, пластической деформации, термоциклирования) на стабильность ревертированного аустенита и механические свойства сталей.

7. Разработаны практические рекомендации по оптимизации режимов термической обработки промышленных сталей 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03Х10Н8К10М5Т в межкритическом интервале температур, которые позволяют получить высокие механические свойства и улучшить качество изделий специального назначения.

В заключение автор выражает глубокую признательность и благодарность академику РАН В.М. Счастливцеву и всем соавторам за помощь в работе.

Основное содержание опубликовано в следующих работах:

Монография

1. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Мартенситное превращение в магнитном поле. ISBN 5-7691-1837-7. Издательство НИСО УрО РАН, 2007,322 с.

Статьи, опубликованные в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК:

2. Калетина Ю.В., Полякова А.М., Садовский В.Д. Влияние углерода и легирующих элементов на перекристаллизацию мартенситностареющих сталей на основе системы Fe-Ni // ФММ. 1982. Т. 54. Вып. 4. С.778-782.

3. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Яковлева И.Л. Структурная память в доэвтектоидной стали с видманштеттовым ферритом // ФММ. 1984. Т. 58. Вып. 3. С. 547-556.

4. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Яковлева И.Л., Садовский В.Д. Особенности образования аустенита в мартенситно-стареющих сталях с 18 % никеля // ФММ. 1986. Т. 62. Вып. 5. С. 992-1001.

5. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Яковлева И.Л., Ланцман П.С., Симонов Ю. Н., Калетин А.Ю. Устойчивость ревертированного

аустенита и его влияние на ударную вязкость стали 03Х11Н8М2Ф // ФММ. 1989. Т. 67. Вып. 2. С. 365-372.

6. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Яковлева И.Л. Влияние термообработки на механические и усталостные свойства мартенситностареющих сталей // ФММ. 1992. № 1.С.111-120.

7. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Филиппов АМ Стабильность двухфазной (а+у)<лр5тауры мартенситностареющих сталей при различных видах разрушения // ФММ. 1993. Т. 75. Вып. 3. С. 129-137.

8. Гладковский С.В., Филиппов А.М., Калетин А.Ю., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Симонов Ю.Н. Влияние режимов аустенитизации на механические характеристики и особенности разрушения мартенситностареющих сталей // ФММ. 1994. Т. 78. Вып. 2. С. 159-169.

9. Фокина Е.А., Калетин А.Ю., Олесов В.Н., Смирнов Л.В., Калетина Ю.В. Влияние постоянного магнитного поля на перлитное превращение и обратимую отпускную хрупкость в сталях II ФММ. 1995. Т. 79. Вып. 4. С. 110-118.

10. Фокина Е.А., Смирнов Л.В., Олесов В.Н., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю. Влияние размера зерна аустенита на особенности мартенситного превращения при охлаждении и магнитной обработке сплавов Бе-М-С// ФММ. 1996. Т. 81. Вып. 1.С. 103-111.

11. Смирнов М.А., Калетин А.Ю., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В. Влияние термомеханической изотермической обработки на структуру и свойства конструкционных сталей И ФММ. 1997. Т. 83. Вып. 6. С. 163-171.

12. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Олесов В.Н. Структура мартенсита, образовавшегося под действием магнитного поля в сплаве 30Н31 // ФММ. 1998. Т. 85. Вып. 1. С. 90-96.

13. Гладковский С.В., Калетина Ю.В., Филиппов А.М., Калетин А.Ю., Счастливцев В.М., Яшина Е.А., Веселов И.Н. Метастабильный аустенит как фактор повышения конструктивной прочности мартенситностареющих сталей // ФММ. 1999. Т. 87. № 3. С. 86-96.

14. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Королев А.В., Марченков В.В. Особенности влияния постоянного магнитного поля на изотермическое мартенситное превращение в сплаве Ге-24№-4Мп//ФММ. 2001. Т.91. № 2. С. 61-68.

15. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В. Морфология мартенсита, образованного под действием магнитного поля, в сплавах с атермической кинетикой превращения // ФММ. 2001. Т. 92, №6. С.42-56.

16. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Яковлева И.Л. Электронно-микроскопическое исследование структуры кристаллов мартенсита, зародившихся под действием постоянного магнитного поля в сплаве Н24Г4 // ФММ. 2003. Т. 95. № 4. С. 68-77.

17. Калетина. Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Влияние постоянного магнитного поля на кинетику у->а превращения в сплавах с изотермическим типом мартенсита // ФММ. 2003. Т. 96. № 6. С. 38-45.

18. Фокина Е.А., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Влияние магнитного поля на у-»а превращение в аустенитных сталях и сплавах при низких температурах // Материаловедение. 2003. № 9. С. 2-7.

19. Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Особенности влияния импульсного и постоянного магнитных полей на мартенситное превращение в сплавах с изотермической кинетикой // ФММ. 2005 Т. 99. № 1.С. 31-45.

20. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. Влияние постоянного магнитного поля на мартенситное превращение в сплаве Ре-24%№-4%Мп // Известия РАН. Сер. физическая. 2005. Т. 69. №9. С. 1307-1311.

21. Фокина Е.А., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Особенности мартенситного превращения деформированного аустенита в сплаве 50Н26 при охлаждении и магнитной обработке // ФММ. 2006. Т. 101. №4. С. 385-391.

22. Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Влияние магнитных полей на изотермическое мартенситное превращение в сплаве Н24Г4 // МиТОМ. 2007. № 5. С. 3-8.

23. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. О влиянии импульсных и постоянных магнитных полей на сплавы с изотермической кинетикой мартенситного превращения // Известия РАН. Сер. физическая. 2007. Т. 71. С. 1710-1716.

24. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение в железоникелевых сплавах с разным размером зерна аустенита // МиТОМ. 2008. № 4.

С. 19-26.

25. Калетина Ю.В. Морфологические разновидности мартенсита, образованного под действием магнитного поля в сплавах с атермической кинетикой // Материаловедение. 2008. № 4. С. 2-12.

26. Калетина Ю.В. Фазовые превращения в сталях и сплавах в магнитном поле // МиТОМ. 2008. № 9. С. 10-18.

27. Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на остаточныйаусгенигв закаленных сталях И МиТОМ2008. № 10.С. 27-33.

Статьи, опубликованные в других изданиях:

28. Круглов А.А., Спирченко М.Ю., Подобедова Е.Ю., Калетина Ю.В. и др. Восстановление струюуры и свойств в бескобальтовой мартенситностареющей стали после перегрева В кн.: Металловедение, металлургическое и заготовительное производство. Отраслевой научно-технический сборник. 1987. Серия 16. Вып.2(156)-3(159).С.45-49.

29. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Олесов В.Н., Калетина Ю.В. Влияние магнитного поля на морфологию мартенсита и механические свойства Fe- Ni-C сплавов // В сб. докладов на XXXIII Междунар. семинаре "Актуальные проблемы прочности" им. В.А.Лихачева. г. Новгород, 1997. Т. 1.4.1. С. 131-135.

30. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Олесов В.Н., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю. Влияние постоянного магнитного поля на диффузионный распад переохлажденного аустенита и обратимую отпускную хрупкость в сталях // В сб. докладов на Всерос. науч.-тех. конференции "Прочность и разрушение материалов и конструкций", г. Орск. 1998. С. 50-57.

31. Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Изотермическое мартенситное превращение в сплаве Fe-24%Ni-4%Mn под влиянием постоянного магнитного поля // В сб. докладов V Междунар. семинара «Современные проблемы прочности» им. В.АЛихачева. 2001. г. Старая Русса. С. 13-19.

32. V.M.Schastlivtsev, Yu.V. Kaletina, Е.А. Fokina. Effect of a dc magnetic field on the isothermal martensitic transformation in the Fe-24%Ni-4%Mn alloy // J. Phys. IV France 112 (2003), p.345-348.

33. Калетина Ю.В., Счастливцев B.M., Фокина E.A., Яковлева И.Л. Особенности структуры кристаллов мартенсита, образовавшихся под действием постоянного магнитного поля в сплаве Н24Г4 // В сб. докладов на VI Междунар. симпозиум «Современные проблемы

прочности» им. В.АЛихачева, 2003. г. Старая Русса. Сборник трудов ИПЦНовГУ. Т. 1, с. 164-170.

34. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. Мартенситное превращение при охлаждении и магнитной обработке в сплавах Ре-№ с разным размером зерна аустенита // В сб. докладов на XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности. 2007. Санкт-Петербург. 4.2. С. 111-113.

35. Калетина Ю.В. Фазовые превращения в сталях и сплавах под действием магнитного поля // Статья в сборнике, посвященном 100-летию со дня рождения академика В.Д.Садовского, «Развитие идей академика В.Д. Садовского». 2008. Екатеринбург. С. 144-171.

36. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на фазовые превращения в сталях и сплавах // Статья в сборнике научных трудов 5-ой школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях», Магнитогорск: Магнитогорский дом печати. 2008. С. 35-61.

37. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Влияние внешних воздействий на стабильность ревертированного аустенита и свойства мартенситностареющих сталей // В сб. докладов на XVIII Петербургских чтениях по проблемам прочности и роста кристаллов. 2008. г. Санкт-Петербург. Ч. 2. С. 6-9.

Отпечатано на ризографе ИФМ УрО РАН. Тир. 100 экз. Заказ № 49 Объем 2 печ. л. Формат 60x84 1/16. 620041 г. Екатеринбург, ГСП-170, ул. С.Ковалевской, 18.

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. ВЛИЯНИЕ ИМПУЛЬСНОГО МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА

МОРФОЛОГИЮ МАРТЕНСИТА И СВОЙСТВА СПЛАВОВ.

1.1. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ КРИСТАЛЛОВ МАРТЕНСИТА, ПОЛУЧЕННЫХ ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ.

1.2. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА МОРФОЛОГИЮ КРИСТАЛЛОВ МАРТЕНСИТА.

1.3. ИЗМЕНЕНИЕ КИНЕТИКИ МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

В МАГНИТНОМ ПОЛЕ.

1.4. ВЛИЯНИЕ МОРФОЛОГИИ МАРТЕНСИТА НА а^у ПРЕВРАЩЕНИЕ

ПРИ НАГРЕВЕ.

1.5. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА МОРФОЛОГИЮ МАРТЕНСИТА

И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА.

1.6. ИЗМЕНЕНИЕ РАЗМЕРА КРИСТАЛЛОВ МАРТЕНСИТА ПОД ДЕЙСТВИЕМ МАГНИТНОГО ПОЛЯ.

Одной из основных задач современного физического металловедения является разработка и создание новых сплавов и новых функциональных материалов с заданными свойствами. Решение этой проблемы может осуществляться разными путями: за счет изменения легирования сталей и сплавов, путем изменения и совершенствование режимов термообработки, а также использования разных методов внешнего воздействия. При термической обработке стали происходят различные фазовые превращения [1-21], в ходе которых изменяется кристаллическая структура, фазовый состав, размер зерна, могут выделяться избыточные фазы, оказывающие влияние на свойства (прочность, пластичность, ударную вязкость). Не менее важную роль в формировании механических свойств играют и структурные превращения, приводящие к изменению морфологии, размеров структурных составляющих, распределению частиц второй фазы при одинаковом химическом и фазовом составе сплава.

Различного рода внешние воздействия, такие как давление, сдвиговые напряжения в твердых телах, внешние магнитные и электрические поля, могут оказывать влияние на фазовые переходы. Влияние внешних воздействий на фазовые превращения сводится как к изменению температуры превращения, теплоты перехода и других характеристик, определяющихся чисто термодинамическими факторами, так и к изменению скорости превращения. Внешние воздействия представляют интерес, как средства, с помощью которых можно регулировать конечную структуру и свойства сталей и сплавов, а также как метод исследования фазовых превращений для выяснения их физической сущности и основных закономерностей. В связи с этим проведение дальнейших исследований по изучению влияния внешних воздействий на фазовые и структурные превращения, лежащих в основе термической обработки легированных сталей и сплавов и приводящих к получению заданных свойств, представляется актуальной задачей.

В настоящей работе основное внимание уделено воздействию магнитных полей разной напряженности на фазовые и структурные превращения. Спектр проблем, который возникает при рассмотрении этого вопроса, достаточно разнообразен и широк. Большой практический и научный интерес представляет изыскание и изучение новых способов воздействия на мартенситное превращение. Актуальность изучения воздействия магнитного поля не исчерпывается его влиянием только на атермическое мартенситное превращение, свойственное большинству сплавов на железной основе. Следует отметить, что круг материалов на которых наблюдаются мартенситные превращения непрерывно расширяется. Анализ имеющихся литературных данных показывает, что мартенситное превращение, открытое при изучении закалки углеродистых и легированных сталей, присуще разным классам кристаллических веществ: чистым металлам (Ре, Со, И, 7л и др.), сплавам на основе этих (Ре-№, Бе-Мп, Тл-Мо, Т1-ТМ1? Ть7,г, Со-№ и т.д.) и других металлов (например, Аи, А§, Си), безуглеродистым сплавам на основе железа, сплавам цветных металлов, полупроводниковым, органическим и неорганическим соединениям. Однако 95 % из всех изученных материалов составляют сплавы на основе железа, в которых наблюдается многообразие фазовых превращений [13]. Поэтому интересным и важным как с научной, так и с прикладной точки зрения в первую очередь являются исследования мартенситных превращений в системах Ре-С и Ре-№, поскольку система Ре-С служит основой сталей, а Ре-№ - основой высокопрочных мартенситностареющих сталей.

Поскольку заметное влияние на фазовые превращения в сплавах железа можно наблюдать лишь при высоких значениях напряженности магнитного поля, то первоначально исследовали влияние импульсных магнитных полей на мартенситное превращение, поскольку время образования кристалла мартенсита в высоколегированных сталях составляет около 10"7 с, что много меньше продолжительности импульса (~10 ~4 с). Но развитие техники получения постоянных магнитных полей достаточно высокой напряженности открывает перспективу более разностороннего использования такого способа воздействия на фазовые превращения при термообработке сталей и сплавов. Это позволило изучить действие постоянного магнитного поля на изотермическое мартенситное превращение, а также превращения, происходящие по диффузионному механизму, например, перлитное, превращение остаточного аустенита при отпуске сталей и др. Магнитное поле представляет интерес в качестве параметра, который может влиять на превращения и физико-химические процессы, в результате которых появляются вещества с более высокой намагниченностью по сравнению с исходными. В этом случае они должны интенсифицироваться наложением магнитного поля или, напротив, тормозиться, если намагниченность получающихся веществ ниже намагниченности исходных. Актуальность этого направления определяется также и тем, что использование сильных магнитных полей представляет большие возможности в постановке и проведении эксперимента. В частности, можно проводить исследования в широком диапазоне температур - до и после точек фазового перехода. Важно подчеркнуть, что магнитное поле относится к уникальным методам воздействия. Варьируя напряженность поля и температуру его наложения можно получать различные структурные и морфологические формы мартенсита на одном сплаве без изменения химического состава твердого раствора. Только с использованием данного вида воздействия (магнитной обработки) удалось провести ряд экспериментов, в которых возможно было сравнить механические характеристики мартенсита разных морфологических форм, выявить на одном сплаве два вида мартенситного превращения, различающегося по кинетике (атермической и изотермической).

Как свидетельствуют многочисленные эксперименты, механизм превращений и характер образующихся структур зависят от состава и температуры, при которой они образуются. В зависимости от величины переохлаждения аустенита различают три температурные области превращений - перлитную, промежуточную (бейнитную) и мартенситную. Существенную роль в положении температурных интервалов областей, в которых происходит переход от одного механизма превращения к другому, оказывает химический состав сталей (присутствие различных легирующих элементов, а также содержание углерода).

Среди превращений переохлажденного аустенита особо следует выделить мартенситное превращение, которое в отличие от диффузионных — перлитного и бейнитного во многих сплавах происходит бездиффузионным путем, почти мгновенно по достижению определенной температуры, соответствующей мартенситной точке (М„). Как правило, мартенситное превращение не идет до конца и останавливается, когда ещё значительная часть аустенита остается непревращенной. Для развития диффузионных (перлитного и бейнитного) превращений характерно наличие инкубационного периода и С-образная зависимость скорости (полноты) превращения от температуры. Перлитное превращение при достаточно продолжительной выдержке при соответствующих температурах может привести к полному распаду переохлажденного аустенита. Однако бейнитное превращение подобно мартенситному часто не идет до конца.

Своеобразный характер мартенситных превращений, их широкая распространенность, большое практическое значение обусловили значительный интерес к ним. Изучению закономерностей мартенситных превращений посвящено большое количество работ, результаты которых подробно изложены в [8, 10, 14]. Значительная часть основополагающих исследований проведена на сплавах системы Ре-№ и Ре-№-М, где М - легирующий элемент (Со, Тл, Мо и другие). Эти сплавы являются основой такого промышленно важного материала, как мартенситностареющие стали. Влияние структурных и фазовых превращений на механические свойства мартенситностареющих сталей разных систем легирования изучено в [15, 16]. В то же время для этих сталей существуют вопросы, которые требовали проведения дополнительных исследований. Так, например, перекристаллизация сталей может осложняться проявлением структурной наследственности [9], которая заключается в том, что при определенных условиях нагрева, несмотря на прошедшую фазовую а—»у перекристаллизацию, вновь образующиеся зерна аустенита ориентационно и структурно связаны с первоначальными аустенитными зернами, в том числе крупными, полученными в процессе предшествующего нагрева. Поэтому часто стандартная термообработка не достигает нужной цели — измельчение исходного аустенитного зерна отсутствует. Это отрицательно сказывается на механических свойствах сталей, что обусловлено рядом причин. Одна из них связана с химическим составом стали, с содержанием углерода и легированием системы Ре-№ различными элементами, такими как кобальт, титан, молибден. Большинство исследований структурной наследственности ранее выполнено на среднелегированных конструкционных сталях, гораздо меньше работ проведено на высоколегированных сталях. Требовалось проведение дальнейших исследований, в частности, необходимо было установить особенности механизма образования аустенита и перекристаллизации мартенситностареющих сталях в зависимости от легирования. Поэтому одна из глав работы посвящена исследованиям модельных и промышленных мартенситностареющих сталей на основе Бе-М и Ре-№-Сг, легированных молибденом, кобальтом и титаном, широко применяемых в современной технике и промышленности (в самолетостроении, ракетной и специальной технике). Рассмотрен ряд актуальных проблем, касающихся перекристаллизации таких сталей, фазовых и структурных превращений в них, условий получения ревертированного аустенита и его стабильности по отношению к разным видам воздействий (длительному отпуску, термоциклической обработке, пластической деформации), а также к разным способам нагружения (динамическим, статическим, циклическим), что несомненно отражается на механических свойствах сталей.

Магнитное поле относится к внешним параметрам, при воздействии которого поведение системы может существенно изменяться [17, 18, 21]. Влияние магнитного поля на физические свойства изучалось давно, а данных по влиянию магнитных полей непосредственно на фазовые превращения мало. В конце XIX века во многих разделах физики обнаружили и использовали специфическое действие магнитного поля. Был открыт эффект Холла, связанный с изменением электрических и магнитных свойств вещества под действием магнитного поля. В оптике был обнаружен и изучен эффект Зеемана, сопровождающийся расщеплением спектральных линий при воздействие магнитного поля на вещество. Открыт эффект Пашена-Бака показывающий, что применение сильных магнитных полей существенно влияет на характер расщепления спектральных линий. В то же время влияние магнитного поля на фазовые превращения в сплавах, не относящихся к классу магнитных материалов, было изучено недостаточно хорошо. Это связано прежде всего с необходимостью применения для этих целей магнитных полей высокой напряженности. Но до середины двадцатого столетия установки, позволяющие получать сильные магнитные поля, представляли большую редкость, что, естественно, затрудняло их использование в экспериментах. Во второй половине двадцатого столетия, после появления установок, создающих сильные магнитные поля, вначале импульсные, а затем и постоянные, началось изучение влияния магнитных полей на фазовые превращения в сталях. Регулярно и целенаправленно влияние магнитного поля на фазовые превращения в сталях изучалось в основном в мире в двух центрах — в России, в Екатеринбурге в Институте физики металлов УрО РАН и в Японии. Чтобы представить суть вопроса и развитие представлений в данной области знания, кратко отметим основные этапы исследовании в этом научном направлении.

Первоначально интерес к изучению влияния магнитного поля на прочность сталей во многом был связан с работами Е. Герберта [22]. В них утверждалось, что при старении в магнитном поле в углеродистой эвтектоидной стали происходит повышение твердости, измеренной маятниковым методом, с 52 до 68 ед. Старение дюралюминия в магнитном поле также повышало его твердость с 70 до 110 НВ. Подобные результаты были получены на быстрорежущих сталях и латуни. Но проведенные другими исследователями опыты по влиянию магнитного поля на прочность не подтвердили этих результатов. В качестве возможных причин расхождения результатов указывалось на специфику измерения твердости в опытах Герберта, которую нельзя однозначно сопоставить с прочностью стали, а также на возможное влияние старения. Позднее появлялись работы как подтверждающие, так и опровергающие опыты Герберта на быстрорежущей стали. В частности проверка, проведенная А. П. Гуляевым [23], не подтвердила положительного влияния магнитного поля па свойства сталей.

В работе Б. Т. Гейликмана [24] достаточно подробно было рассмотрено влияние магнитного поля на фазовые превращения первого рода, такие как полиморфные превращения в кобальте и железе, изменение агрегатного состояния вещества. Расчеты показали, что для заметного изменения температуры превращения (на 100-200 градусов) требуется воздействие очень сильных полей, порядка 1 млн. Э. В те времена получение магнитных полей такой напряженности было нереальной задачей, поэтому был сделан вывод о невозможности практической проверки установленных закономерностей.

В работе [25] также были проведены термодинамические расчеты, результаты которых практически совпадали с результатами [24]. Были проведены измерения температуры фазового перехода в соединении МпАб при наложении магнитного поля величиной до 30 000 Э (2,4 МА/м). В этих условиях смещение температуры фазового превращения составляло 8-10 градусов, что, по существу, подтверждало выводы Б. Т. Гейликмана [24] о необходимости применения сильных магнитных полей для изучения пх воздействия на фазовые превращения. Но установок для получения постоянных магнитных полей напряженностью в сотни килоэрстед в то время не существовало. Следует отметить, что и в настоящее время, создание постоянных магнитных полей такой напряженности все еще остается технически сложной задачей, хотя напряженность импульсных магнитных полей достигает высоких значений.

В 1953-1961 г.г. за рубежом и у нас в стране появилось несколько патентов, в которых описывались обработки в магнитном поле, приводящие к повышению прочности стали. Среди них работы М. Л. Бернштейна [19, 26]. Основной задачей этих исследований являлось повышение свойств сталей с помощью термомеханико-магнитной обработки. Отмечена возможность некоторого повышения механических характеристик стали при термической или термомеханической обработках, осуществляемых в переменном или постоянном магнитном поле высокой напряженностью до 10 ООО Э (0,8 МА/м). Однако наблюдавшееся влияние магнитного поля на фазовый состав, структуру и механические свойства закалённой стали оказались небольшими и в некоторых случаях могло быть отнесено за счёт случайных отклонений в условиях проведения опыта. Отметим, что в этих работах мало внимания уделено физической сущности процессов, происходящих в сталях под воздействием магнитного поля.

Позднее в литературе продолжали появляться публикации, относящиеся большей частью к повышению прочности и твердости инструментальных сталей, в частности, быстрорежущих. Но эти работы не вызвали особого интереса, поскольку наблюдаемые эффекты были малы, и обычно не превышали 10% от измеряемой величины. Кроме того эти эффекты часто оказывались мало воспроизводимыми. Необходимо подчеркнуть, что самое главное, в этих работах не раскрывался механизм влияния магнитного поля на прочность. Если учесть, что применяемые поля были невелики, порядка 1000-10000 Э (0,08-0,8 МА/м), то, в таких опытах, как теперь ясно, и нельзя было ожидать больших эффектов в повышении свойств, которые представляли бы практический интерес.

Основные изменения свойств сталей происходят, как правило, в результате применения термической обработки. Так наиболее важными свойствами для инструментальных, в том числе и быстрорежущих, сталей являются твёрдость и красностойкость, а для конструкционных сталей — предел текучести, предел прочности и ударная вязкость. Эти свойства могут сильно зависеть от режимов термической обработки. Например, часто именно низкие значения ударной вязкости служат препятствием для использования на практике тех или иных марок сталей или режимов термической обработки, несмотря на высокие значения предела текучести и предела прочности.

Успехи в изучении влияния магнитного поля на фазовые превращения в сталях по праву связаны с именем академика В. Д. Садовского [27]. Новый этап в изучении и объяснение эффекта влияния магнитного поля на фазовые превращения в сталях начался более 40 лет назад, когда под руководством В. Д. Садовского, начиная с 1961 года, были проведены целенаправленные эксперименты в сильных импульсных магнитных полях, которые по существу явились открытием в области исследований мартенситных превращений в магнитном поле. С первых экспериментов исследования по влиянию магнитного поля на фазовые превращения в стали и сплавах были поставлены на научную основу. В монографии [17], впервые в мире были представлены систематизированные и научно-обоснованные результаты исследования влияния магнитного поля на мартенситные превращения в сталях.

В Институте физики металлов АН СССР (ИФМ) были созданы импульсные установки, позволяющие получать сильные, порядка нескольких сотен килоэрстед, магнитные поля. Высокая напряженность магнитного поля сохранялась в течение короткого времени (около 10"4с). Установка для получения импульсного магнитного поля основана на пропускании сильного импульса электрического тока, возникающего при разряде мощной батареи конденсатов через маловитковую катушку с малым омическим и реактивным сопротивлением [28, 29]. Простота и доступность этих установок привели к тому, что сильные импульсные магнитные поля начали использовать для решения не только физических, но и металловедческих проблем.

Основная часть исследований была выполнена на генераторе сверхсильных импульсных магнитных полей (ГСМП), подобном генератору, описанному в работе [28]. Поскольку этот прибор не стандартизирован и является опытной установкой, приведем его описание. На рис. 1 представлена типовая блок-схема этой установки и осциллограмма напряженности магнитного поля [28]. Сильное магнитное поле создается разрядом батареи конденсаторов через соленоид из бериллиевой бронзы - 6. Батарея конденсаторов заряжается от высоковольтного выпрямителя 2 через токоограничивающее сопротивление 3. Наличие этого сопротивления не только ограничивает ток заряда, но и замедляет процесс заряда, что позволяет точно устанавливать необходимое напряжение на конденсаторах. Разряд батареи производится через шаровой разрядник с управляющим электродом - 5. Поджигающий импульс на управляющий электрод подается от бобины, либо, вручную, путем нажатия кнопки ручного разряда. Величина напряжения на конденсаторах устанавливается на контактном киловольтметре - 7.

Рис. 1. Блок-схема генератора импульсных магнитных полей (а) и осциллограмма напряженности поля (б) [28]:

1 - повышающий трансформатор;

2 - высоковольтный выпрямитель;

3 - токоограничивающее сопротивление;

4 - батарея конденсатора;

5 - разрядник;

6 - соленоид;

7 - контактный киловольтметр;

8 - блок управления.

Рис. 2. Конструкция соленоида:

1 - цельноточенная спираль; 2 - изоляционные шайбы из текстолита; 3 - стальное кольцо; 4 - текстолитовые втулки; 5 - токоподводящие пластины; 6 - латунные шпильки; 7 - текстолитовые втулки [28].

Образец для импульсного намагничивания помещался в соленоид - 6 (см. рис. 1), в котором создавалось поле. Соленоид представлял из себя одновитковую спираль в виде катушки - 1, изображенную на рис. 2. Соленоид изготовлялся из бериллиевой бронзы БрБ-2 (Си-2%Ве), которая для обеспечения высокой механической прочности проходила термическую обработку: закалку и старение на твердость, равную 32-36 HRC. Это обеспечивало получение высоких механических свойств (ао,2~Ю00 МПа, ств~1250 МПа) и высокой циклической стойкости (число циклов до разрушения -11000). Наружный диаметр соленоида был равен 30 мм. При проведении опытов применяли различные соленоиды с внутренним диаметром от 3 до 17,5 мм. Для защиты от радиальных расширений спираль помещалась в стальное кольцо - 3 с текстолитовой втулкой - 4. В осевом направлении катушка стягивалась латунными шпильками - 6, которые изолировались от торцевых пластипок текстолитовыми втулками - 7. Такая сравнительно не очень массивная конструкция катушки обеспечивала ей достаточную прочность, способную противостоять большим механическим радиальным усилиям, возникающим в катушке в момент разряда. Ориентировочные расчеты, подтвержденные опытами [28], показали, что магнитное поле напряженностью в 700 000 Э является для термообработанной бериллиевой бронзы предельным, по условиям механической прочности сплава БрБ-2.

В магнитоимпульсной установке соленоид располагался ниже токоподводящих шин, что позволяло погружать его полностью в сосуд Дюара с жидким азотом или термостат. Таким образом, изменяя расстояние соленоида с образцом от зеркала жидкого азота, можно было получать в образце любую температуру в диапазоне от комнатной до 77 К (-196 °С). Опыты при температуре жидкого гелия (-269 °С) осуществлялись в соленоиде с большим внутренним диаметром (17,5 мм). В этом случае специальный сосуд Дюара с жидким гелием, в котором находились образцы, помещался в соленоид, который размещался в сосуде Дюара с жидким азотом. Частота разрядных колебаний зависела от размеров соленоида и могла составлять 3500-5000 Гц. Продолжительность импульса на этой установке была около 0,005 с. Образец для импульсного намагничивания помещается в соленоид, в котором создается магнитное поле.

В опытах по импульсному намагничиванию сплавов при положительных температурах в диапазоне от комнатной до 100 °С соленоид помещался в термостат, где автоматически поддерживался необходимый температурный режим. Для осуществления импульсного намагничивания при температуре выше 100 °С была специально сконструирована миниатюрная печь, которая помещалась в соленоид с большим внутренним диаметром. Такая установка позволила провести необходимые опыты по изучению влияния импульсного магнитного поля на диффузионные фазовые превращения в сталях и сплавах.

Теоретически было установлено, что магнитное поле оказывает влияние на фазовые превращения, если фазовый переход сопровождается изменением намагниченности фаз, участвующих в превращении [17]. Применительно к фазовым превращениям в сталях магнитное поле, прежде всего, является инициирующим фактором внешнего воздействия на мартенситные у—»а и е—»а превращения, при которых происходит фазовый переход парамагнитного аустенита или е-мартенсита в ферромагнитную а-фазу. Основным результатом воздействия магнитного поля на мартенситное превращение является смещение температурного интервала превращения в сторону более высоких температур и увеличение степени превращения при фиксированной температуре.

Вопрос о природе влияния сильных магнитных полей на активизацию мартенситного превращения был поставлен в самых первых работах, выполненных в этом направлении [30, 31]. Было показано[30], что сильное магнитное поле 350 кЭ (28 МА/м) существенно ускоряет мартенситное превращение, но его влияние на распад остаточного аустенита мало. В то же время поля напряжённостью 40 - 50 кЭ (4 МА/м) не оказывали влияния ни на распад остаточного аустенита в стали 9Х2Н, ни на превращение аустенита в стали 50Х2Н23.

Затем в работе [31] были получены данные о влиянии напряженности магнитного поля на количество образовавшегося при отрицательных температурах мартенсита в стали 50Х2Н22. Было установлено, что для каждой температуры существует некоторое критическое (пороговое) значение напряженности поля, необходимое для начала превращения. Величина порогового поля с повышением температуры опыта от жидкого азота (-196 °С) до комнатной возрастает от десятков до сотен килоэрстед. Также было показано, что приложение растягивающих напряжений снижает величину порогового поля [31]. Так, если в стали 50Х2Н22 (без растягивающих напряжений) пороговое поле составляло 100 кЭ (8 МА/м), то при напряжениях более 50 МПа величина порогового поля снижалась до 70 кЭ (5,6 МА/м). Эти данные можно было рассматривать как некое подтверждение той точки зрения, что основную роль во влиянии магнитного поля на мартенситное превращение играют магнитострикционные напряжения. Первоначально наиболее вероятной причиной повышения температуры начала мартенситного превращения считали влияние магнитострикционных эффектов, приводящих к изменению объёма образцов и появлению связанных с этим деформаций. Было известно [33], что деформация аустенита, осуществляемая как растяжением, так и сжатием, мгновенно активизирует мартенситное превращение, поэтому сначала при объяснении влияния магнитного поля на мартенситное превращение большое внимание уделяли магнитострикции.

Однако теоретический анализ, проведенный в работе [32], показал, что для большинства сплавов железа основное влияние на мартенситное превращение оказывают термодинамические факторы, связанные с различной намагниченностью исходной и вновь образующейся фазы в сталях.

Вследствие бездиффузионной природы мартенситного превращения мартенсит и исходная фаза (аустенит) имеют один и тот же состав. Каждая их этих фаз характеризуется химической свободной энергией, которая изменяется с температурой и составом. Для любого конкретного сплава существует температура Т0, при которой свободные энергии Гиббса (термодинамические потенциалы) обеих фаз равны С =Са. На рис. 3 схематически представлено изменение свободной энергии а и у фаз в зависимости от температуры Т. Видно, что кривые температурной зависимости свободной энергии этих фаз пересекаются при Т, которую обозначим Т0 (рис. 3). При охлаждении сплава из аустенитной области ниже температуры Т0 свободная энергия у-фазы оказывается более высокой, чем у а-фазы, поэтому у-фаза становится термодинамически неустойчивой и должна превратиться в а-фазу. Но появление первых кристаллов новой фазы начинается при более низкой, чем Т0 температуре М3 или Л/„ (мартенситной точке), при которой изменение свободной энергни С -Оа достигает некоторой критической величины ЛС/'а. При любой другой температуре разность свободных энергий выражается как:

СГ-Оа/т=ш=АОГ (1)

Эта величина положительна, когда мартенсит более устойчив, чем аустенит, и отрицательна в противном случае. Величина АС/'а служит количественной мерой движущей силы мартенситного превращения, большему положительному значению ЛС/'а соответствует большая движущая сила процесса. Обратное превращение при нагреве может начинаться при температуре А3. Оно может требовать перегрева, и соответствующего изменения свободной энергии системы АО"'7 (см. рис. 3).

Термодинамический анализ влияния магнитного поля на фазовые переходы первого рода показал, что магнитное поле приводит к существенному смещению температуры фазового равновесия Та за счет увеличения в поле разности термодинамических потенциалов ферромагнитной и неферромагнитной фаз [32]. Подобно тому, как уменьшение давления способствует фазовому переходу, сопровождающемуся увеличением объема, повышение напряженности магнитного поля должно способствовать

ДСЬ^

М8 То То А;

Температура

Рис. 3. Зависимость свободных энергий аустенита (Сг) и мартенсита (С1) от температуры и магнитного поля: - свободная энергия мартенсита в магнитном поле; М5 - мартенситная точка; М5 - мартенситная точка в магнитном поле. фазовому переходу в образовании фазы с более высокой намагниченностью и расширять область ее существования (см. рис. 3). В работе [32] была выведена формула для определения величины смещения температуры фазового равновесия в магнитном поле (формула Кривоглаза-Садовского), аналогичная обобщенной формуле Клапейрона -Клаузиуса для смещения температуры фазового перехода под влиянием давления. Её вид:

ЛТ = Л М Н ТУ д, или ОТ = То (М1 VI - М2У2)сШ/Ч> (2) где Мь Мг - магнитные моменты фаз, участвующих в превращении; ЛМ - разность магнитных моментов фаз, участвующих в превращении; Уь Уг - объемы первой и второй фазы; Н - напряженность магнитного поля; Т0 - температура фазового равновесия; <7 -теплота превращения.

В работе [32] оценена величина магнитной энергии МН на моль в низколегированных сплавах железа в полях напряжённостью 28 МА/м (350 кЭ), она близка к 50 Дж, тогда как энергия магнитной анизотропии для этих сплавах близка к 0,1 Дж. В большинстве сплавов ей можно было пренебречь. Также было оценено влияние высокого давления на сдвиг мартенситной точки, которое оказалось при давлении порядка 5 ГПа сравнимо по величине с влиянием магнитного поля напряжённостью 28 МА/м.

Работа [32] подвела теоретическую базу под экспериментальные исследования, что позволило целенаправленно их продолжить. Так в дальнейшем было исследовано: положение мартенситной точки в сталях в зависимости от их состава и напряженности магнитного поля [34], начато исследование влияния магнитного поля на дестабилизацию аустенита, стабилизированного предварительной пластической деформацией, изотермической выдержкой или выдержкой при температурах ниже кинетического максимума изотермического мартенситного превращения [35]; рассмотрено влияние магнитного состояния аустенита на интенсивность мартенситного превращения под воздействием магнитного поля [36]; получены первые данные влияния постоянного магнитного поля на атермическое и изотермическое мартенситные превращения [37, 38]; введено понятие суперпарамагнетизма и кластеров, как состояния аустенита в момент, предшествующий мартенситному превращению [39]. В это же время была сделана попытка рассмотреть влияние постоянного магнитного поля на бейнитное превращение [40, 41]. Но сравнительно слабое магнитное поле (3600 Э), использованное в этих опытах, не оказало заметного влияние на кинетику бейнитного превращения.

Особое внимание в этих исследованиях было уделено возможной роли магнитострикционных явлений в повышении температуры начала мартенситного превращения. С этой целью были проведены исследования [42, 43]. Магнитострикционные явления могут приводить к значительным деформациям и даже разрушению некоторых изделий. Если бы всё сводилось к магнитострикционным явлениям, пластической деформации стали или упругим напряжениям, тогда по существу терялась бы специфичная роль магнитного поля.

Проведенными исследованиями было установлено, что многократная обработка импульсным магнитным полем напряженностью до 400 кЭ (32 МА/м) образцов аустенитной стали не вызывала пластической деформации аустенита. Металлографически не наблюдали ни изменения формы зёрен, ни появления следов скольжения в них. Могло возникнуть предположение, что эффект фазового превращения в импульсном магнитном поле является не следствием пластической деформации, а результатом действия упругой волны напряжений, то есть аналогичен эффекту действия взрыва, при котором не обязательно наличие остаточной деформации образца. Для проверки этого предположения были проведены опыты по импульсному намагничиванию образцов сплава Н28 (28 % N0. Образцы этого сплава были закалены от 1000 °С, мартенентная точка М„ = -20 °С. Часть образцов после закалки была покрыта слоем меди. Так как медь обладает значительно большей электропроводностью, чем аустенитная сталь, то это должно было привести к увеличению пондеромоторных сил на омеднённые образцы, по сравнению со стандартными, при одинаковых напряжённости и длительности импульса магнитного поля. Поэтому, если эффект действия магнитного поля на мартенситное превращение обусловлен механическим ударом, то превращение в омеднённых образцах должно быть более полным. С другой стороны, при наличии покрытия с большей электропроводностью, напряжённость магнитного поля в центре образца будет меньше за счёт экранировки (скин-эффект). Это должно приводить к уменьшению полноты превращения. Таким образом, уже по знаку изменения эффекта можно было однозначно установить, что играет основную роль: механический удар или непосредственно напряжённость магнитного поля в образце. Эффект действия магнитного поля на мартенситное превращение на омеднённых образцах оказался меньшим, чем на контрольных. Таким образом, можно сделать заключение, что смещение температурного интервала мартенситного превращения при импульсном намагничивании обусловлено величиной напряжённости поля, а не механическим импульсом. В работе [42] также было показано, что магнитное поле не оказывают заметного влияния на температурный интервал у - е превращения в сплавах железа с 19-20 % марганца, так как образующийся в них 8 - мартенсит является неферромагнитной фазой.

На основании проведенных экспериментов можно однозначно утверждать, что действие даже импульсного магнитного поля на фазовые превращения описываются термодинамикой.

Теория действия магнитного поля па фазовые превращения, сопровождающиеся изменением намагниченности, рассмотрена в монографии [17]. Авторы проанализировали обобщенную формулу Клайперона-Клаузиуса, описывающую сдвиг точки фазового перехода первого рода во внешнем магнитном поле, рассмотрели термодинамику действия магнитного поля на фазовые превращения в материалах с различной магнитной структурой, а также на мартенситные превращения и равновесные фазовые превращения в растворах. Термодинамический анализ различных состояний, и в первую очередь, мартенситных превращений, а также использование имеющихся моделей для описания влияния магнитного поля на кинетику фазового перехода, по мнению авторов свидетельствует о том, что поле может привести к очень резкому возрастанию скорости превращения. Особенно резкое увеличение скорости образования мартенсита должно наблюдаться, если в поле изменяется характер кинетики мартенситного превращения [42]. Термодинамические уточнения привели к появлению дополнительных слагаемых в правой части формулы (2). Тем не менее общая идеология осталась неизменной: основное воздействие на положение мартенситной точки оказывает энергия МН, поэтому для подавляющего большинства сплавов вполне удовлетворительно работает простая формула (2).

Определенное влияние на скорость мартенситного превращения (а следовательно, и на положение мартенситной точки) могут оказывать ближний порядок, и магнитное состояние в аустенитной фазе. Микрообласти повышенной концентрации могут способствовать дальнейшему образованию мартенситных зародышей. В работах [39,44-46] был сделан вывод, что в антиферромагнитных аустенитных сталях имеются малые области с ферромагнитным порядком, т. е. что эти стали являются суперпарамагнетиками. Было высказано предположение, что такие области являются местами зарождения мартенситной фазы. С этой точки зрения объясняется существенное влияние пластической деформации на зависимость температуры Мн от внешнего магнитного поля [47].

Детальные исследования [44, 45] показали, что суперпарамагнетизм аустенитных сталей не является следствием возникновения зародышей и кристаллов ферромагнитного а-мартенсита, а обусловлен существованием концентрационных неоднородностей неупорядоченного твердого раствора, каким является у-фаза в сплавах, и, вследствие этого, наличием флуктуаций знака обменного взаимодействия в локальных микрообластях. Установление в определенных микрообластях ферромагнитного порядка при понижении температуры связано с повышенной концентрацией в этих участках пар атомов с положительной обменной связью (№-№, Бе-М, №-Сг). При высоких температурах такие области находятся, как и окружающая их матрица, в парамагнитном состоянии. Поскольку размеры кластеров и концентрация атомов, обусловливающих в кластерах положительную обменную связь (например, атомов N1), разные, то разными будут и температуры перехода их в ферромагнитное состояние.

Оценка, проведенная в работах [17, 32], показала, что влиянием магнитострикционных эффектов на точку фазового перехода можно пренебречь, если только стрикционное изменение объема АУН/У (в поле Н) не аномально велико. В некоторых системах, однако, изменение объема во внешнем магнитном поле является аномально большим и тогда сдвиг точки перехода определяется не только изменением магнитной энергии, но и стрикционными эффектами. Было показано [48], что существует корреляция между концентрационными зависимостями отклонения экспериментальных значений АТ от значений, вычисленных по формуле Клайперона-Клаузиуса без учета стрикционных эффектов.

Влияние магнитострикции на положение мартенситной точки для сплавов Бе-№ с содержании около 30 % № было рассмотрено в работе [49]. Авторы наблюдали заметные аномалии в воздействии магнитного поля на мартенситное превращение в таких сплавах и предложили формулу для оценки влияния стрикционных эффектов на величину АТ:

А Г„= ТмЛеД^, (3) где Тм - температура начала мартенситпого у-»а перехода; X - эффективный модуль упругости; е - несоответствие решеток а и у -фаз в отсутствие магнитного поля; Аб„ -разность стрикционных деформаций фаз.

Постановка задачи была связана с тем, что величина истинной объёмной магнитострикции в подобных сплавах существенно выше [50], чем в менее легированных сплавах железа (рис. 4), поэтому для этих сплавов пренебрегать магнитострикцией нельзя.

Позднее большое внимание влиянию магнитострикционных эффектов и магнитному состоянию аустенита на образование мартенсита в сплавах системы Ре-№ под действием магнитного поля также было уделено в работах [51-53]. Японские исследователи [51] в уравнение для оценки смещения температуры Тм под действием магнитного поля ввели дополнительные слагаемые, учитывающие не только, как они пишут, эффект Зеемаиа, но и ряд других факторов, таких как восприимчивость к высокому магнитному полю и магнитострикционные эффекты. Они предложили следующее уравнение для вычисления сдвига температуры М3 под действием магнитного поля Н: со/сШ-Ю'8

Рис. 4. Истинная объёмная магнитострикция в сплавах Бе-М, по данным различных авторов:

1 - Машиямы [92]; 2 -Корнецкого [96]; 3 - Ауверса [83];

4 - Нагаока и Хонда [120];

5 - измерения Эберта и Куссмана [93] при высоком давлении;

6 - измерения Штейнбергера [97] при высоком давлении (Нумерация ссылок приведена по тексту [50]).

ЛОу-а (М, + 8М3) - ЛОу'а (М,) = - АМ-Н + -хгН2 - е0\—]вн, (4)

2 ^ан; где А С" - разность химических свободных энергий гамма и альфа фаз сплава. 1 5М 31 = У~дН = 5Н представляет собой магнитную восприимчивость в сильных магнитных полях (восприимчивость парапроцесса); у- магнитная восприимчивость в аустенитном состоянии; Т - температура; АМ - разность^ магнитных моментов аустенитной и мартенситной фаз при температуре превращения; dco/dH - напряжение объемной магнитострикции; ео - напряжения превращения; Н - напряженность магнитного поля; В - объемный модуль упругости. Но поскольку

АОг'а (Мь + 5М5) = АОу'а (М8) - А&а-8МЯ, (5) а определено выражением (1), то формула (4) перейдет в (6)

Шх=-Ш.-2-м х н (6) д-А ОГ+Ь

Предложенное уравнение (4) оказалось справедливым для инварных Ре-№ сплавов, вычисленное соотношение находилось в хорошем согласии с экспериментальными измерениями.

КакезЬка Т.и БЫпиги К. [52] разделили эффект повышения мартенситной точки магнитным полем напряженностью 30 МА/м для нескольких сплавов Ре-29,9 ат. % Ре-31,7 ат. % Ре-32,5 ат. % №, Ре-24ат. % Рг, Ре-26,0 N1-0,4 С на слагаемые, обусловленные разными факторами:

АТ = АТ,+АТ2, (7) где АТ1 связано со слагаемыми ('Ма - Ь£)Н - ^ %Н2, а АТ2 — со слагаемым е0 х В х дсо хН. удЯу

Рассчитанные результаты хорошо согласуются с экспериментальными данными, особенно для сплавов Ре- 24 % ат. Р^

О необходимости учитывать неоднородность магнитной структуры аустенитной фазы, достаточно сильной в железоникелевых сплавах при изменении содержания никеля от 25 до 35 масс. % говорится в работе [53]. Эта неоднородность магнитного состояния тоже приводит к появлению дополнительных слагаемых в формуле Кривоглаза

Садовского. В уже использованных обозначениях формула усложняется до следующего вида:

Т = То/я {(М2-М,)Н- %Н2 - %НмаяН + рУ,(5са'5Н)Н}, (8) где % - восприимчивость парапроцесса, а Нмол - молекулярное поле ферромагнитного аустенита. В целом проблема магнитострикционного вклада в уравнение Кривоглаза-Садовского нуждается в подробном теоретическом анализе.

Рассматривая вопрос о влиянии магнитного поля на температуру начала мартенситного превращения в сплавах на основе железа в работе [54] приведены данные по влиянию концентрации никеля на смещение температуры начала мартенситного превращения в магнитном поле напряженностью 23,6 МА/м. Эти расчеты сделаны с привлечением данных разных исследователей по намагниченности а и у-фаз согласно работам [55-58], значений Мв и Т0 согласно [59], значений реального теплового эффекта мартенситного превращения IVпо [60-64], разности энтальпий у и а-фаз (д) по [60, 64, 65]. Рассчитанные смещения мартенситных точек в магнитном поле для серии железоникелевых сплавов сравниваются с экспериментальными результатами [17, 52, 58]. Установлено, что в интервале содержания никеля 30-33 % величины смещения температуры начала мартенситного превращения сплавов в магнитном поле, рассчитанные в изотермическом и адиабатическом приближении, имеют различные концентрационные зависимости. Результаты этих расчетов приведены без учета магнитострикцнонной добавки.

Таким образом, имеющиеся в литературе данные и формулы по определению смещения мартенситной точки под действием магнитного поля приблизительно верны. Следует отметить, что введение в формулу (2) дополнительных слагаемых носит характер уточнения. Для большинства сплавов железа с парамагнитным аустенитом приоритет остается за формулой Кривоглаза-Садовского, поскольку она в простой форме раскрывает термодинамическую природу влияния магнитного поля на мартенситное превращение, позволяет не только качественно, но и количественно точно оценить смещение температуры начала мартенситного превращения под действием магнитного поля в сторону более высоких температур. Но подсчитать сдвиг мартенситной точки до долей градуса под влиянием магнитного поля сложно, поскольку величина смещения мартенситной точки под действием поля определяется не только температурой и напряженностью магнитного поля, но также и другими факторами, например, размером аустеиитного зерна [30, 31], что не учитывается в приведенных формулах. Исследование влияния размера зерна аустенита на величину критического магнитного поля в сплавах на основе Бе-М представляло научный интерес и является одной из задач настоящего исследования.

Удачным объектом для изучения влияния магнитного поля является мартепситное превращение, благодаря специфическим особенностям, таким как бездиффузионность, строго закономерный, упорядоченный характер перемещения атомов, очень большая скорость превращения, необратимость в большинстве сплавов железа и температурный гистерезис. Вследствие бездиффузионности мартенситные превращения могут происходить при низких температурах, при которых тепловое движение атомов практически отсутствует, даже вблизи О К. Сдвиговый характер обеспечивает очень большую скорость перемещения межфазной границы сравнимую со скоростью звука, поэтому время, необходимое для протекания превращения очень мало. Это позволяет в большинстве исследований использовать вместо постоянного магнитного поля значительно более сильные импульсные магнитные поля, техника получения которых в лабораторных условиях хорошо разработана. За время действия импульса поля ~ образование мартенсита успевает произойти, поскольку время роста кристалла мартенсита составляет ~10" с. Таким образом, время, необходимое для роста отдельного кристалла оказывается на два-три порядка меньше, чем продолжительность импульса магнитного поля. Сплавы системы Ре-№ или Ре-№-С широко изучаются как модельные сплавы. В этих сплавах, с высоким содержанием никеля, начало мартенситного превращения в отсутствии магнитного поля при охлаждении происходит при отрицательных температурах, поэтому при комнатной температуре, в исходном состоянии, они имеют аустенитную структуру. Кроме того в них в зависимости от степени легированности можно получить все известные морфологические типы мартенсита, поэтому они оказались удобным материалом для исследования. Использование таких сплавов существенно упрощает устройство установки, методику эксперимента, позволяет производить дополнительную аттестацию аустенитных образцов и помещать их в установку при комнатной температуре. Выделившаяся под воздействием импульсного магнитного поля мартенситная фаза, обычно сохраняется и после выключения поля, поскольку температура обратного превращения значительно выше температуры прямого превращения.

Смещение температурного интервала мартенситного превращения в разных по составу сталях под действием магнитного поля в сторону более высоких температур может составлять до 100 и более градусов в зависимости от напряженности налагаемого поля. При этом количество образующегося мартенсита увеличивается как при понижении температуры наложения магнитного поля, так и росте его напряженности. Следовательно, мартенсит под влиянием магнитного поля образуется в аустенитной матрице, физические свойства которой существенно отличаются от тех, при которых мартенсит возникает в процессе обычного охлаждения. Очевидно, что изменение условий образования мартенсита под действием магнитного поля может оказывать влияние не только на кинетику, но на структурные и морфологические формы продуктов превращения. Ранее этой проблеме не уделялось должного внимания.

Большинство первых работ по изучению влияния магнитного поля касалось в первую очередь количественной оценки действия магнитного поля на мартенситное превращение в различных сталях и сплавах. Общим для этих работ было то, что магнитное поле рассматривалось как фактор внешнего воздействия на фазовые превращения. Несколько позднее появилось другое новое направление исследований, в котором способность магнитного поля вызывать мартенситное превращение при температурах гораздо выше мартенситной точки использовалась для выявления особенностей зарождения и формирования структуры самого мартенсита.

Наложение магнитного поля приводит к повышению температуры начала мартенситного превращения. Поэтому можно ожидать отличия морфологии мартенсита, образовавшегося под воздействием магнитного поля по сравнению с мартенситом, образовавшимся при охлаждении в сплаве такого же состава. Так, в работах [66, 67] в сплаве 25Н31 (0,25 % С, 31,0 % №), в котором при охлаждении образовывался лпнзовидный мартенсит, под действием импульсного магнитного поля наблюдали образование тонкопластинчатого мартенсита

С помощью импульсного магнитного поля впервые наблюдали стадийность образования линзовидных кристаллов мартенсита [68]. В аустенитных образцах стали 50Х2Н23 под действием импульсного магнитного поля напряженностью 8 МА/м при температуре жидкого азота возникало небольшое количество (около 5 %) кристаллов мартенсита, имеющих вид длинных тонких пластин. Последующая выдержка таких образцов в течение нескольких часов при этой температуре приводила к росту количества мартенсита. Специально проведенные эксперименты показали, что это увеличение связано не с образованием новых кристаллов в изотермических условиях, а с уширением («обрастанием») тонких пластин мартенсита, образованных под действием импульсного магнитного поля. Широкие мартенситные кристаллы по морфологии были сходны с обычными линзовидными, имеющими тонкую среднюю зону - мидриб и периферийную оболочку. Детальное исследование стадийности формирования таких кристаллов проводилось методами электронной микроскопии [69-72]. Суммируя полученные результаты можно выделить следующие этапы в формировании линзовидных кристаллов мартенсита [68, 70], которые, по-видимому, являются общими для всех сталей:

1 - образование тонкопластинчатого мартенсита под действием импульсного поля;

2 - появление мартенситно-аустенитной оторочки («бахромы») вокруг некоторых пластин мартенсита, обусловленное началом бокового роста пластины вследствие наличия в аустените некомпенсированных упругих напряжений [72], вызванных образованием тонкопластинчатого мартенсита;

3 - ступенчатый боковой рост мартенситных пластин, который по мере уменьшения количества двойников все более приближается к росту пластины с плавным (ровным) фронтом раздела мартенсит - аустенит;

4 - формирование линзовидной, часто асимметричной пластины, в которой первоначальная тонкая пластина, возникшая на первом этапе, играет роль мидриба.

Подобные исследования были продолжены, и было исследовано формирование структуры других морфологических типов мартенсита - «баттерфляй» [73] и тонкопластинчатого [74]. Было установлено, что кристаллы баттерфляй мартенсита могут образовываться в стали 50Х2Н22 под действием упругих напряжений, тогда как под воздействием импульсного поля в ней образовывался тонкопластинчатый мартенсит [74]. Изменение морфологии кристаллов мартенсита в серии сталей на основе системы Ес-22М-2Сг-С. в которых содержание углерода изменялось от 0,24 до 0,60 %, было представлено в работе [71].

На примере стали 22Х2Н22 были подробно изучены кристаллогеометрические характеристики - положение габитусной плоскости мартенситных кристаллов и ориентационные соотношения между кристаллографическими характеристиками аустенита и мартенсита, а также особенности формирования кристаллов баттерфляй мартенсита [75]. Подобные результаты для кристаллов баттерфляй мартенсита были получены позднее в работе [76], выполненной на сплаве иной системы легирования: Ре-3,9 % Мп-1,12 % С (вес. %). Различие в магнитном состоянии аустенита стали 24Х2Н22 (суперпарамагнетик) и сплава Ре-3,9 % Мп-1,12 % С (парамагнетик) не оказало заметного влияния на морфологию мартенсита и отзывчивость аустенита на воздействие магнитного поля. Так было установлено, что кристаллы баттерфляй мартенсита могут образовываться не только в сплавах с изотермической кинетикой, но и в сплавах с атермической кинетикой мартенситного превращения. Опыты, проведенные на низкоуглеродистой (24Х2Н22) и высокоуглеродистой (110Г4) сталях, наглядно показывают, что баттерфляй мартенсит может образовываться под действием сильного импульсного магнитного поля.

Анализ значений критического магнитного поля Нк, определенных в широком диапазоне температур выше Тм, на хромоникелевых сталях с различным содержанием углерода и никеля, в которых образуется мартенсит различной морфологии от баттерфляй (в стали 24Х2Н22), линзовпдного (в стали 52Х2Н20) и тонкопластинчатого (в стали 67Х2Н22) показал, что наиболее легко у-»а превращение инициируется магнитным полем в сталях, склонных к образованию линзовидного и тонкопластинчатого мартенсита [71].

Пластины мартенсита, образовавшиеся под влиянием магнитного поля в образцах аустепнтных сталей с малой автокаталитичностью у—>а превращения, ориентированы преимущественно под малыми углами к направлению поля. Наблюдается ориентационный эффект в расположении кристаллов мартенсита по отношению к направлению внешнего магнитного поля. Этот ориентационный эффект наиболее ярко выражен в том случае, когда кристаллографическая ось четвертого порядка аустепита совпадает с направлением поля, а величина поля близка к критической [74].

Таким образом, проведенные исследования показали, что мартенсит, возникающий под действием магнитного поля, независимо от его морфологического типа, по своим основным кристаллографическим характеристикам - габитусу, ориентационпым соотношениям и плоскости двойникования - сходен с мартенситом, который может быть получен при обычном охлаждении (без поля). Однако в случае мартенсита, образовавшегося под действием магнитного поля, в расположении мартенситных кристаллов имеет место преимущественная ориентировка (кристаллы стремятся расположиться длинными осями вдоль направления поля).

Картина о влиянии магнитного поля на фазовые превращения была бы не полной, если не упомянуть о новом классе ферромагнитных материалов с памятью формы, исследованиями которых усиленно занимаются в последнее время [77-79]. Память формы в таких веществах связана с мартенситным фазовым переходом, а влияние магнитного поля на параметры мар генситной фазы обусловлено магнитоупругим взаимодействием.

Возможность обратимого управления формой и размерами некоторых веществ с помощью механического напряжения, электрического или магнитного полей позволяет выделить их в отдельный класс функциональных материалов. К ним принадлежат магнитострикционные материалы, пьезоэлектрические материалы и вещества с памятью формы, в которых магнитное поле может влиять на степень обратимого мартенситного превращения, изменяя тем самым размеры изделия (или образца).

Каждый способ влияния на геометрические размеры тела имеет свои преимущества и недостатки, а также области практического использования. Магнитострикторы применяются как излучатели и приемники звука, стабилизаторы частоты и линии задержки в радиотехнических и акустических устройствах, а также как микроактуаторы (позиционирующие устройства) и магнитомеханические реле. Вещества с памятью формы применяются для изготовления термочувствительных силовых элементов, разъемных и неразъемных соединений, ие требующих пайки и сварки, а также в качестве различного рода фиксаторов в медицине. К преимуществам магнитострикционных материалов относится малое время отклика, а к достоинствам веществ с памятью формы - большая величина обратимых деформаций [77].

Исследования ферромагнетиков с памятью формы направлены на получение материалов, где быстрый отклик сочетался бы с большими обратимыми деформациями. В качестве таких материалов могут быть некоторые сплавы Гейслера и интерметаллические соединения Со-М, Бе-Рс!, Ре-Й, Ре-М-СоЛ! Наибольшее внимание в настоящее время привлекает сплав Гейслера МчМпОа, мартенситное превращение в котором происходит в ферромагнитном состоянии. Этот уникальный сплав или целое семейство сплавов М^ъ^Мп^Са^, позволили добиться управляемого магнитным полем изменения линейных размеров кристаллов до 6 %, что отвечает теоретическому пределу деформации для мартенситного превращения в этом материале.

Эффект восстановления формы деформированного образца в результате обратного мартенситного превращения при нагреве называется эффектом памяти формы. Восстановление формы при обратном превращении наблюдается как при термоупругих, так и при нетермоупругих мартенситных превращениях. Сплавы с термоупругим превращением отличаются тем, что в них степень восстановления формы очень велика и приближается к 100 %. Все факторы, благоприятствующие термоупругому характеру мартенситного превращения, благоприятствуют и максимальному проявлению эффекта памяти формы.

Существование структурного фазового перехода в ферромагнитной матрице открывает возможность влиять на температуру этого перехода магнитным полем. Степень такого влияния определяется разницей намагниченностей высокотемпературной и низкотемпературной фаз. Максимальное изменение линейных размеров изотропного образца, достижимое за счет смещения температуры структурного перехода, равно А У/3, где АУ - изменение объема при структурном переходе. Это выполняется и для структурного перехода мартенситного типа, если распределение мартенситных ориентировок, формирующихся при индуцированном магнитным полем превращении из аустенита в мартенсит, изотропно. Однако даже в поликристаллических образцах ферромагнетиков с памятью формы особенности текстуры могут приводить к существенным дилатометрическим эффектам при мартенситном переходе, достигающим порядка 0,2 %. В случае монокристаллических или сильно текстурированных поликристаллических образцов дилатометрические эффекты могут достигать гораздо больших значений. Эксперименты [77] показали, что при термоциклировании через температуру мартенситного перехода в магнитном поле формирование мартенситных вариантов с выгодной по отношению к приложенному магнитному полю ориентацией является доминирующим. Следовательно, изменение линейных размеров, вызванное смещением температуры мартенситного перехода в таких материалах, может значительно превосходить стрикцию перехода.

Если намагниченность мартенситной фазы отличается от намагниченности аустенитной фазы, то приложение магнитного поля приводит к смещению температуры структурного превращения, то есть к стабилизации фазы с большей намагниченностью [32]. Вероятно этот эффект можно использовать для получения гигантских магнптодеформаций в температурном интервале мартенситного превращения. Были проведены исследования, направленные на развитие функциональных материалов на основе сплавов Мт.^уМщ-хСа^, в которых гигантская магнитодеформация достигается за счет смещения температуры мартенситного перехода [77, 78].

Ферромагнитные сплавы с памятью формы уникальны в том плане, что они допускают достижение гигантских магнитодеформации за счет переориентации мартенситных ориентировок магнитным полем. Магнитное поле может при некоторых условиях приводить к росту мартенситных кристаллов тех ориентировок, магнитный момент которых выгодно ориентирован по отношению к магнитному полю. Этот процесс приводит к изменению формы образца. В идеальном случае при некотором критическом значении магнитного поля мартенситные кристаллы всех ориентировок выстраиваются вдоль направления магнитного поля. Такая картина была подтверждена прямыми оптическими наблюдениями, проведенными на монокристалле ^^^М^тват^. При приложении магнитного поля объемная доля выгодно расположенных мартенситных ориентировок возрастала за счет роста и уменьшения доли невыгодно расположенных мартенситных вариантов [77]. Эффект перераспределения мартенситиых ориентировок зависит от многих факторов, от изменения ориентации магнитного поля, наличия внешней нагрузки, от термообработки образца и способа его приготовления, а также, вероятно, и других факторов.

Как следует из анализа фазовых диаграмм, при Т <ТМ сплавы Гейслера Мь^Мп^СЗа разбиваются на структурные домены. Важную роль в зарождении мартенситных структур играют дефекты кристаллической решетки. Детальный анализ мартенситных доменных структур проведен в работах Ройтбурда А.Л. В ферромагнитных сплавах М2+хМп1-хОа структурные домены, в свою очередь, разбиваются на магнитные домены. При приложении внешнего магнитного поля к такому сплаву происходит перестройка как магнитных, так и структурных доменов [77].

В хорошем соответствии с нашими представлениями о причинах влияния магнитного поля на фазовые превращения находится трактовка этого вопроса авторами работы [77], согласно которой смещение температуры мартенснтного перехода в магнитном поле обусловлено двумя причинами. Во-первых, смещением линии фазового перехода при изменении свободных энергий аустенитной и мартенситной фаз при наличии магнитного поля. Во-вторых, изменением термодинамического условия равновесия аустенитной и мартенситной фаз в магнитном поле. Первое обстоятельство приводит к незначительному смещению температуры фазового перехода и к существенному сужению гистерезиса мартенситного перехода в относительно слабых магнитных полях. Это обусловлено малостью энергии магнитоупругого взаимодействия по сравнению с энергией Зеемана уже в полях порядка нескольких килоэрстед. Второе обстоятельство может привести к значительному смещению температуры фазового превращения. Для сплава МубМпсщРо^Оа экспериментально измеряли температуры начала прямого и обратного (аустенитного) мартенситных превращений. Их зависимость от магнитного поля находится из условия фазового равновесия (уравнение Клайперона-Клаузиуса). Оказалось, что экспериментальные и теоретические полевые зависимости температур начала мартенситного и аустенитного превращений хорошо согласуются [77].

Таким образом, с помощью магнитного поля можно реализовать новый механизм управления размерами и формой вещества. При этом достигаются деформации превышающие более чем на порядок рекордные значения магнитодеформадий в магнитострикторах. Уже есть существенные достижения практического применения ферромагнетиков с памятью формы. Следует отметить, что существует и ряд проблем на пути внедрения позиционирующих устройств (актуаторов) и сенсоров на основе этого класса материалов. Среди них, прежде всего, повышение износоустойчивости материалов, воспроизводимость обратимых магнитодеформаций, изучение роли старения, а также важным направлением исследования сплавов Мг+х+уМп^Оа^ является улучшение динамических характеристик актуаторов и сенсоров на основе гигантских магнитодефорхмаций.

Итак, магнитное поле, влияя на прямое и обратное мартенситное превращение, открывает новые возможности для управления формой и размерами ферромагнетиков с памятью формы. Магнитным полем можно смещать температуры структурных фазовых переходов и влиять на морфологию мартенситной фазы. Параметры магнитной подсистемы ферромагнетика играют при этом решающую роль. Разница в намагниченности аустенита и мартенсита определяет величину смещения температуры фазового перехода в магнитном поле. Константы магнитоупругой связи и магнитокристаллической анизотропии определяют возможность перестройки мартенситных кристаллов различных ориентировок магнитным полем.

Кратко изложенные результаты исследований по действию магнитного поля на сплавы с памятью формы позволяют сделать заключение о дальнейшем развитии подобных исследований, используя результаты и вклад в это научное направление наших работ.

Исследования, проведённые с применением магнитного поля, позволили уточнить механизм образования мартенситных кристаллов различной морфологии и способствовали развитию представлений о мартенситном превращении в сталях и сплавах. Однако, чтобы обобщить полученные результаты, необходимо было провести дополнительные исследования по влиянию магнитного поля на сплавы с разным положением мартенситных точек. Такие данные отсутствовали. Необходимо было выяснить связь условий образования атермического мартенсита под действием магнитного поля со структурными и морфологическими формами продуктов превращения и с параметрами мартепситного превращения. В настоящей работе были получены новые интересные результаты по влиянию магнитного поля на образование мартенситных кристаллов различной морфологии: линзовидного и тонкопластинчатого мартенсита, а также по смене типа мартенситных кристаллов при воздействии магнитного поля, по сравнению с мартенситом охлаждения.

Важным вопросом, представляющим научный интерес, является изучение влияния сильных постоянных магнитных полей на фазовые превращения. Большая часть проведенных ранее исследований была выполнена в импульсных магнитных полях. Гораздо меньше исследований проведено в сильных постоянных полях. Это и понятно, поскольку раньше в мире существовало очень небольшое количество установок, на которых можно было получать постоянные магнитные поля высокой напряженности. В настоящее время техника создания установок для получения сильных магнитных полей развивается и такие установки имеются во многих лабораториях. Это дало возможность изучать влияние сильного постоянного магнитного поля на фазовые превращения, которые развиваются во времени, а именно, на изотермическое мартенситное превращение, а также диффузионные превращения - перлитное и бейнитное, которым уделялось мало внимания. Изучение влияния сильных магнитных полей на эти типы фазовых превращений составляет предмет исследования в настоящей работе.

Как показывает краткий обзор имеющихся в литературе данных, большинство исследований (в том числе и исследования настоящей работы) с применением магнитных полей разной напряженности выполнены на железо-никелевых сплавах с высоким содержанием никеля. Однако в данной работе также были проведены исследования фазовых и структурных превращений в легированных сталях с более низким содержанием никеля и относительно высокими мартенситнымн точками после различных режимов термообработки. Многне такие сплавы являются промышленными и используются в ответственных деталях, но не все особенности термообработки и фазовых превращений в них изучены подробно. Научный и практический интерес представляли исследования образования аустенита при нагреве сталей на основе Ре-18 % N1, легированной кобальтом, молибденом, титаном по отдельности и совместно. В зависимости от характера легирования, наличия или отсутствия в исходной структуре остаточного аустенита, механизм его образования при нагреве изменяется. Это изменение в свою очередь может приводить к отсутствию структурной перекристаллизации и формированию крупнозернистой структуры, что отрицательно сказывается на свойствах материала. В частности, при определенных условия термообработки в мартенситностареющих сталях наблюдается явление теплового охрупчивания, приводящее к резкому падению ударной вязкости сталей, этот аспект также рассмотрен в работе.

В структуре закаленной стали практически всегда присутствует остаточный аустенит как следствие неполноты мартенситного превращения. Количество остаточного аустенита может быть очень малым или достаточно большим. Присутствие остаточного аустенита безусловно должно также оказывать влияние на физические и механические свойства сталей и сплавов. Большой практический интерес представляет проблема уменьшения количества остаточного аустенита в инструментальных и некоторых конструкционных сталях, чего добиваются главным образом за счет применения обработки холодом. В отдельных случаях обработка в импульсном магнитном поле может являться средством уменьшения количества остаточного аустенита в дополнении к эффектам, получаемым от охлаждения сталей до отрицательных температур.

В других случаях, наоборот, требуется сохранение повышенного количества остаточного аустенита в структуре стали. Один из таких способов — повторная закалка из межкритического интервала температур. Закалка из межкритического интервала существенно изменяет фазовый состав стали по сравнению с закалкой от нормальных температур, и сопровождается образованием ревертированного аустенита, обогащенного никелем, марганцем, углеродом. Она используется как операция термообработки для получения высоких значений ударной вязкости при низких температурах [13, 80-82]. Так как ревертированный аустенит является метастабильной фазой, он может превращаться в мартенсит при внешних воздействиях - при понижении температуры, приложении напряжений или деформаций, что безусловно должно отражаться на механических свойства сталей. Важно знать, какова стабильность ревертированного аустенита к различным видам нагружения: динамическим, статическим, циклическим, и учитывать этот факт при выборе режимов термообработки. Поэтому для решения этого вопроса требовалось проведение дополнительных исследований, в настоящей работе подобные эксперименты были выполнены.

Принимая во внимание сказанное выше, можно сформулировать цель данной работы. Цель работы заключалась в установлении закономерностей и особенностей влияния сильных постоянных и импульсных магнитных полей на фазовые и структурные превращения различных по составу легированных сталей и сплавов; в обобщении и анализе экспериментальных результатов по влиянию магнитных полей на различные фазовые переходы, а также в выявлении механизмов образования аустенита в высоколегированных сталях при нагреве и внешних воздействиях для совершенствования и оптимизации режимов термообработки, обеспечивающих получение требуемого уровня свойств и функциональных характеристик.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи, имеющие методическое, научное и практическое значение.

1. Провести систематическое исследование действия магнитного поля на морфологию атермического мартенсита в сплавах с мартенситными точками в диапазоне температур от комнатной до температуры жидкого азота.

2. Установить влияние различной морфологии атермического мартенсита, полученной в сплаве неизменного химического состава под действием магнитного поля, на кинетику и полноту мартенситного превращения, особенности обратного а—>у превращения при нагреве, влияние типа мартенсита на механические свойства сплава и изменение размера мартенситных кристаллов.

3. Провести сравнительный анализ и обобщение экспериментальных результатов воздействия импульсного и постоянного магнитных полей на фазовые превращения в исследуемых сплавах. Экспериментально установить и исследовать влияние постоянных магнитных полей на изотермическое мартенситное превращение, а также диффузионные (перлитное и бейнитное) фазовые превращения в сталях и сплавах.

4. Изучить влияние магнитного поля на аустенит, стабилизированный различными обработками - влиянием размера зерна аустенита, пластической деформацией, тепловой стабилизацией. Исследовать влияние магнитного поля на у—>а превращение в аустенитных сталях и сплавах при низких температурах и на остаточный аустенит в закаленных сталях.

5. Исследовать особенности механизма образования аустенита и характер перекристаллизации высоколегированных мартенситностареющих сталей в зависимости от степени их легированности.

6. Исследовать условия образования аустенита в межкритическом интервале температур и его устойчивость к внешним воздействиям. Изучить влияние стабильности ревертированного аустенита к внешним воздействиям (температуре, длительному отпуску, пластической деформации) и видам нагружения (динамическим, статическим, циклическим) на комплекс механических свойств промышленных мартенситностареющих сталей.

Для решения поставленных задач были использованы сплавы на основе системы Ре-№ и Бе-С разной степени легирования, среди которых были как сплавы с атермической кинетикой, отличающиеся положением мартенситных точек, так и сплавы с изотермической кинетикой мартенситного превращения при охлаждении, промышленные конструкционные стали, а также ряд модельных и промышленных высоколегированных мартенситностареющих сталей и сплавов. Химический состав исследованных сталей будет приведен по ходу изложения материала.

В работе получены следующие основные научные результаты, определяющие её новизну:

1. Проведено систематическое исследование влияния магнитного поля на морфологию атермического мартенсита на большой группе сплавов с мартенситными точками, расположенными ниже комнатной температуры. Установлено, что обработка в магнитном поле, по сравнению с охлаждением, позволяет получать на одном сплаве несколько морфологических форм мартенсита. Показано, что в сплавах с низкими мартенситными точками, в которых при обычном охлаждении образуется линзовидный мартенсит, под влиянием магнитного поля образуются кристаллы, сходные с тонкопластинчатым мартенситом, которые при последующем охлаждении могут служить мидрибом кристаллов и обрастать дислокационной мантией. В сплавах, в которых при обычном охлаждении образуется тонкопластинчатый мартенсит, с повышением напряженности магнитного поля увеличивается не только количество кристаллов мартенсита, но и толщина самих мартенситных кристаллов.

2. Установлено, что на одном сплаве без изменения химического состава твердого раствора при охлаждении и в магнитном поле (варьируя напряженность поля и температуру его наложения) можно получать мартенсит различного морфологического типа. Экспериментально показано, что только с помощью магнитного поля на одном и том же сплаве можно получить одинаковое количество мартенсита различного морфологического типа (в частности линзовидного и тонкопластинчатого). Морфология кристаллов мартенсита связана с кинетикой и полнотой превращения, оказывает влияние на механические свойства фаз и особенности обратного а—>у превращения при нагреве.

3. Установлено, что постоянное магнитное поле оказывает воздействие и ускоряет все виды фазовых и структурных превращений, происходящих с изменением намагниченности фаз. Постоянное магнитное поле инициирует атермическое мартенситное превращение, ускоряет изотермическое мартенситное превращение, а также процессы диффузионного распада переохлажденного аустенита как в перлитной, так и в бейнитной областях превращений.

4. Установлены особенности влияния постоянного магнитного поля на изотермическое мартенситное превращение. Впервые построена С-образная кинетическая диаграмма превращения в магнитном поле в сплаве Н24Г4. По результатам анализа действия постоянного магнитного поля на сплавы с изотермической кинетикой мартенситного превращения построены трехмерные (объемные) кинетические диаграммы, на которых одновременно отражено влияние на мартенситное превращение напряженности магнитного поля, температуры воздействия, а также продолжительности изотермической выдержки при соответствующих температурах. Обнаружено, что постоянное магнитное поле по сравнению с импульсным оказывает более широкое влияние на мартенситное превращение и может воздействовать на развитие как изотермического, так и атермического превращения. Предложено объяснение различий в природе между изотермическим и атермическим мартенситными превращениями с точки зрения новой концепции о мартенситном и бейнитном превращении, основывающейся на многостадийности у-»а превращения в сплавах железа.

5. Показана возможность влияния магнитного поля на развитие мартенситного превращения в сталях, работающих при криогенных температурах, что необходимо учитывать при создании, проектировании устройств, работа которых при отрицательных температурах связана с использованием постоянных или импульсных магнитных полей. Появление мартенсита или увеличение его количества в структуре существенно отражается на изменении физико-механических свойств сплавов, что наиболее резко может проявляться при криогенных температурах.

7. Обнаружено, что магнитное поле вызывает развитие мартенситного превращения аустенита в сплавах, подвергнутых различным стабилизирующим обработкам (изменению размера зерна, пластической деформации, тепловой стабилизации), способствующим сохранению аустенитной структуры при охлаждении. Во всех случаях при обработке в магнитном поле наблюдали дестабилизацию аустенита и активизацию мартенситного превращения, степень развития которого зависела от напряженности магнитного поля и температуры его наложения.

8. Обобщены и проанализированы основные результаты многолетних исследований по влиянию импульсного н постоянного магнитных полей на фазовые превращения в сталях и сплавах. Приведенные в работе экспериментальные результаты и их анализ подтверждают правильность вывода о том, что действие магнитного поля в первую очередь описывается в рамках термодинамических представлений.

9. Выяснены различия и особенности в механизме образования аустенита в сталях на основе Ре-18%№ в зависимости от дополнительного легирования. Проведена детализация двухстадийной схемы перекристаллизации мартенситностреющих сталей разной степени легирования.

10. Установлено, что ревертированный аустенит устойчив по отношению к мартенситному превращению при различных внешних воздействиях. Показано его положительное влияние на механические свойства нержавеющих мартенситностареющих сталей. Ударная вязкость и циклическая трещиностойкость для стали с ревертированпым аустенитом существенно выше, чем стали с полностью мартенситной структурой. При одинаковой термической стабильности деформационная стабильность ревертированного аустенита зависит от вида механических испытаний. Максимальную устойчивость по отношению к деформации ревертированный аустенит проявляет при динамических испытаниях, минимальную - при усталостных и испытаниях на растяжение.

Научные результаты, полученные в настоящей работе, можно отнести к области фундаментальных исследований. Они углубляют и расширяют существующие представления о влиянии магнитных полей на фазовые превращения. Уникальность воздействия магнитного поля заключается в том, что только с использованием этого метода можно было рассмотреть целый ряд вопросов, которые явились новой ступенью в развитии наших представлений о природе мартенситных и других фазовых превращений, происходящих при термической обработке сталей. Благодаря развитию данной тематики в металловедении появился новый раздел по влиянию магнитного поля на фазовые превращения в сталях и сплавах. Полученные в диссертационной работе научные результаты используются в учебном процессе в ВУЗах при чтении лекций по металловедению (приложение 1).

Однако эти результаты имеют важное прикладное значение и могут быть использованы на практике в направлении улучшения механических свойств сплавов и сталей и создания новых функциональных материалов. Установлено, что сильное магнитное поле способно вызывать развитие мартенситного превращения в сталях и сплавах, в которых при обычном охлаждении превращения не происходит даже при температурах, близких к абсолютному нулю. Это обстоятельство имеет большое значение для проектирования, изготовления и эксплуатации устройств термоядерной энергетики, работающих при криогенных температурах и испытывающих воздействия сильных постоянных или импульсных магнитных полей, при этом необходимо учитывать инициирующее действие магнитного поля на мартенситное превращение. Этот факт должен учитываться при выборе и аттестации немагнитных материалов, стабильных при глубоком охлаждении без воздействия магнитного поля, поскольку изменения фазового состава или количественного соотношения структурных составляющих стали при воздействии магнитного поля неизбежно отразится на физико-механических свойствах материала.

Заметим, что магнитное поле в качестве параметра, оказывающего влияние на фазовые равновесия, механизм и кинетику фазовых превращений, представляет интерес не только для процессов, происходящих при термической обработки стали. Многие другие превращения и физико-химические процессы, в результате которых появляются вещества с более высокой намагниченностью по сравнению с исходными, должны интенсифицироваться наложением магнитного поля или, напротив, тормозиться, если намагниченность получающихся веществ ниже намагниченности исходных.

С практической точки зрения возможности метода магнитной обработки в отдельности и в сочетании с другими способами воздействия на структуру и свойства стали далеко не исчерпаны и находятся в прямой зависимости от техники создания сверхсильных импульсных и постоянных магнитных полей в достаточно больших объемах. В некоторых частных случаях технически доступные импульсные магнитные поля вполне могут являться способом локального упрочнения, существенно уменьшающим количество остаточного аустенита. Это особенно важно для класса инструментальных сталей. Обработка в магнитном поле приводит к дестабилизации аустенита и активизации мартенситного превращения, степень развития которого зависит от напряженности и температуры наложения магнитного поля.

Не исключено, что рассмотренный в настоящей работе метод воздействия магнитного поля на фазовые и структурные превращения в сплавах и сталях может оказаться полезным и для ферромагнитных сплавов с памятью формы, которые будут находить все большое практическое применение в современной технике. Обработка в магнитном поле может найти применение при разработке сплавов на основе нанотехнологий, поскольку магнитное поле в равной стпени оказывает воздействие как на монолитные сплавы с разным размером зерна аустенита, так и на порошковые материалы, в которых сплав может быть представлен в виде отдельных частиц (например, 50-100 мкм и менее).

Установленные в работе закономерности влияния легирования на перекристаллизацию высоколегированных сталей использованы при разработке оптимальных составов сталей и специальных режимов термической обработки деталей ответственного назначения, применяемых в авиационной, ракетной промышленности и в судостроении (приложения 2, 3). На основании проведенных исследований и анализа структурных превращений в межкритическом интервале температур разработаны и рекомендованы для промышленного внедрения режимы закалки промышленных мартенситностареющих сталей 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03Х10Н8К10М5Т, с целью получения достаточного количества ревертированного аустенита требуемой стабильности. Это позволило существенно повысить механические свойства (особенно ударную вязкость при отрицательных температурах), сократить количество брака и улучшить качество сварных конструкций из этих сталей (см. приложение 3).

Совокупность перечисленных выше результатов систематического исследования влияния внешних воздействий, к которым относится обработка в сильных постоянных или импульсных магнитных полях, на фазовые и структурные превращения в легированных сплавах выносится на защиту. На защиту выносятся следующие положения.

1. Инициирующее влияние постоянного магнитного поля на фазовые превращения в сталях и сплавах с изотермической кинетикой мартенситного превращения при охлаждении, диффузионный изотермический распад переохлажденного аустенита (перлитное и бейнитное превращение), остаточный аустенит.

2. Влияние магнитного поля на морфологию атермического мартенсита и свойства сплавов: кинетику и полноту мартенситного превращения, обратное а—»у превращение при нагреве, влияние типа мартенсита на механические свойства и изменение размера кристаллов.

3. Действие магнитного поля на аустенит, стабилизированный различными обработками - изменением размера зерна аустенита, пластической деформацией, тепловой стабилизацией аустенита.

4. Закономерности фазовой и структурной перекристаллизации мартенситностареющих сталей с 18 % никеля в зависимости от характера легирования и особенности механизма образования аустенита в них.

5. Особенности структуры и свойств сталей после закалки из межкритического интервала температур. Положительное влияние стабильного ревертированного аустенита, сохраняющего устойчивость к различным внешним воздействиям, на служебные свойства сталей.

Результаты, изложенные в диссертации, докладывались на всероссийских и международных конференциях: Уральской школе металловедов-термистов (1983, 1985, 1987, 1989, 1998, 1999, 2000, 2002, 2004, 2006, 2008 г.г.), научно-технической конференции «Современные методы исследования в металловедении» (г. Устинов, 1985 г.), III Всесоюзном симпозиуме (г. Киев, 1986 г.), конференции «Методы повышения конструктивной прочности металлических материалов» (г. Москва, 1988 г.), XIII Всесоюзной научно-технической конференции по тепловой микроскопии «Структура и прочность материалов в широком диапазоне температур» (г. Каунас, 1989 г.), 1У Международной Молодежной школе, Болгария (г. Варна, 1990 г.), XIY Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (г. Суздаль, 1990 г.), IV Симпозиуме "Стали и сплавы криогенной техники" (г. Батуми, 1990 г.), Республиканской научно-технической конференции (г. Ташкент, 1990 г.), XIX Всесоюзной конференции по тепловой микроскопии (г. Воронеж, 1992 г.), Международной конференции «Физика прочности и пластичности металлов и сплавов» (г. Самара, 1992, 1995, 2009 г.г.), IV совещании по старению металлических сплавов (г. Екатеринбург, 1992 г.), VI семинаре «Структура, дефекты и свойства сплавов, полученных нетрадиционным легированием» (г. Екатеринбург, 1993 г.), IV Европейском Симпозиуме по мартенситным превращениям "ESOMAT-97" (Нидерланды, 1997 г.), Всероссийской научно-технической конференции "Прочность и разрушение материалов и конструкций" (г. Орск, 1998 г.), 4-ом собрании металловедов России, организованном МиТОМ (г. Пенза, 1998 г.), Международных семинарах "Дислокационные структуры и механические свойства металлов и сплавов" (г. Екатеринбург, 1999, 2001, 2008 г.г.), "Kurdyumov memorial international conference on martensite - KUMICOM-99" (г. Москва, 1999 г.), V Международном семинаре «Современные проблемы прочности» им. В.А.Лихачева (г. Старая Русса, 2001 г.), Международной конференцию по мартенситным превращениям ICOMAT-Q2, Финляндия г. Хельсинки, 2002 г.), Бернштейновских чтениях (г. Москва, 1996, 1999, 2001, 2006 г.г.), конференции «Физика прочности и пластичности» (1983, 1986, 1992 г.г.), Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (г. Старая Русса, 2003 г.), Петербургских чтениях по проблемам прочности (г. С.-Петербург, 2003, 2007, 2008 г.г.), XLII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (г. Калуга, 2004 г.), Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященной памяти Г.В. Курдюмова (г. Черноголовка, 1999, 2002, 2004, 200б гг.), 5-ой школе-семинаре «Фазовые и структурные превращения в сталях» (г. Магнитогорск,

2006 г.), III Российской конференции «Разрушение, контроль, диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2007 г.), III Международной школе-конференции «Физическое материаловедение и наноматериалы технического назначения» (г. Тольятти,

2007 г.), III Всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2009», (Екатеринбург, 2009 г.), а также на научных сессиях ИФМ (г. Екатеринбург, 2005,2008 г.г.).

Настоящая работа выполнена в соответствии с плановыми исследованиями в лаборатории физического металловедения Института физики металлов УрО РАН по теме «Фазовые переходы и физико-механические свойства сталей и сплавов, разработка перспективных конструкционных материалов и способов их обработки для нужд техники» (шифр «Структура», № г.р. 01.2.00613392). Работа поддержана грантами НШ-778.2003.3, НШ-5965.2006.3, НШ-643.2008.3. Результаты работы были представлены как существенные достижения на Научной сессии ИФМ УрО РАН по итогам 2005 и 2007 года.

Основное содержание работы опубликовано в отечественных и международных рецензируемых научных журналах, определенных Перечнем ВАК, часть материала вошла в монографию. Список основных публикаций приведен в конце диссертации.

Диссертация состоит из введения, 4 глав, общих выводов и приложений. Работа изложена на 319 страницах, включая 116 рисунков, 18 таблиц. Список использованной литературы содержит 295 наименований.

выводы

Развиты новые научные направления по влиянию магнитного поля и термической обработки на фазовые и структурные превращения в легированных сталях и сплавах. Выявлены и обобщены закономерности и особенности влияния постоянных и импульсных магнитных полей на фазовые превращения, происходящие с изменением намагниченности фаз. Установлены закономерности перекристаллизации и механизмов образования аустенита при нагреве мартенситностареющих сталей в зависимости от легирования, позволяющие получить требуемый уровень механических свойств.

В работе получены следующие основные результаты:

1. Магнитное поле является мощным фактором внешнего воздействия на мартенситное превращение. Использование инициирующего действия магнитного поля на у—»а превращение значительно расширило представления о кинетических и морфологических особенностях самого мартенситного превращения. Изменение в магнитном поле термодинамических условий равновесия аустенитной и мартенситной фаз, приводящее к образованию мартенсита при температурах значительно выше мартенситной точки, позволило получить различные структурные и морфологические формы мартенсита в одном и том же сплаве без изменения химического состава. Установлено, что в сплавах с низкими мартенситными точками, в которых при обычном охлаждении возникает линзовидный мартенсит, под влиянием магнитного поля образуются кристаллы, тонкопластинчатого мартенсита, которые при последующем охлаждении могут служить мидрибом кристаллов и обрастать дислокационной мантией. В сплавах, в которых при охлаждении образуется тонкопластинчатый мартенсит, с повышением напряженности магнитного поля происходит не только увеличение количества кристаллов, но и значительное увеличение толщины пластин мартенсита за счет их бокового роста.

Под влиянием магнитного поля в сплаве неизменного состава может изменяться кинетика превращения, его полнота и морфологический тип кристаллов мартенсита, что отражается на механических свойствах фаз и обратном а—>у превращении при нагреве.

2. Обобщены и проанализированы основные результаты исследований по влиянию импульсного и постоянного магнитных полей на фазовые превращения в сталях и сплавах различного химического состава. Экспериментально установлено, что постоянное магнитное поле по сравнению с импульсным оказывает более широкое и разностороннее влияние на фазовые превращения, происходящие при термической обработки сталей и сплавов. Показано, что магнитное поле ускоряет фазовые и структурные превращения, происходящие с образованием ферромагнитных фаз, в том числе мартенситные у—»а превращения с атермической и изотермической кинетикой, а также процессы диффузионного распада переохлажденного аустенита как в перлитной, так и в бейнитной областях превращений. Различия в природе изотермического и атермического мартенситных превращений может быть непротиворечиво объяснено с точки зрения существования стадийности у->а превращения в сплавах железа.

3. Постоянное магнитное поле инициирует развитие мартенситного превращения в сплавах с изотермической кинетикой. По результатам исследований изотермического мартенситного у—»а превращения под действием сильного постоянного магнитного поля в сплаве Н24Г4 построены С-образные кинетические диаграммы развития изотермического мартенситного превращения в магнитном поле. Полученные экспериментальные результаты также представлены в виде информативных объемных диаграмм, на которых отражено одновременно влияние на мартенситное превращение трех факторов -напряженности магнитного поля, температуры воздействия и продолжительности изотермической выдержки при соответствующих температурах.

4. Установлено, что магнитное поле, инициируя мартенситное у—»а превращение, оказывает дестабилизирующее действие на аустенит, стабилизированный различными термическими и механическими обработками (изменением размера зерна, пластической деформацией, тепловой стабилизацией). Во всех случаях при обработке в магнитном поле наблюдается дестабилизация аустенита и активизация мартенситного превращения, степень развития которого зависит от напряженности и температуры наложения магнитного поля. Универсальность действия магнитного поля относительно стабилизированного аустенита (несмотря на различные причины стабилизирующих обработок) является подтверждением термодинамических причин его влияния на мартенситное превращение.

5. Показана возможность влияния магнитного поля на стабильность сталей, работающих при криогенных температурах, что необходимо учитывать при создании, проектировании устройств, работа которых при отрицательных температурах связана с использованием магнитных полей.

6. Изучены механизмы образования аустенита при нагреве сталей на основе Ре-18%№ в зависимости от легирования и определены особенности их структурной перекристаллизации. Образование аустенита при нагреве в зависимости от легирования осуществляется различными механизмами: либо возникновением пластинчатых зародышей аустенита одной ориентации (Н18М5, Н18М4Т, Н18К9М5), либо путем размножения ориентировок у-фазы с последующим образованием аустенита единой ориентации, совпадающей с первоначальной (Н18К9М5Т), либо наряду с пластинчатыми зародышами образованием глобулярного аустенита (HI8, Н18К9). Детализирована двухстадийной схемы перекристаллизации мартенситностреющих сталей разной степени легирования.

Показано, что в сталях окончательная структура формируется в ходе рекристаллизации аустенита, вследствие фазового наклепа. Построены диаграммы рекристаллизации аустенита и экспериментально разработаны оптимальные режимы термообработки промышленных мартенситностареющих сталей, исключающие проявление структурной наследственности.

7. Определены режимы закалки, позволяющие получить в структуре стали значительное количество ревертированного аустенита. Выявлено влияние температуры и времени выдержки на количество и устойчивость ревертированного аустенита в сталях 03X11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03Х10Н8К10М5Т. Установлено влияние внешних воздействий (длительного отпуска, пластической деформации, термоциклирования) на стабильность ревертированного аустенита и механические свойства сталей.

8. Разработаны практические рекомендации по оптимизации режимов термической обработки промышленных сталей 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03Х10Н8К10М5Т в межкритическом интервале температур, которые позволяют получить высокие механические свойства и улучшить качество изделий специального назначения.

В заключении автор выражает глубокую признательность и благодарность научному консультанту академику РАН В.М. Счастливцеву и постоянным соавторам Е.А. Фокиной, И.Л. Яковлевой, А.Ю. Калетину, а также A.B. Королеву и В.В. Марченкову за сотрудничество при проведении экспериментов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ ПО ГЛАВЕ 4

Исследования большой группы модельных и промышленных мартенснтностареющих сталей показали, что фазовая перекристаллизация в значительной степени определяется их составом. Изучены особенности и различия начальных стадий образования аустенита при нагреве мартенснтностареющих сталей разного состава. Показано, что обратное а->у превращение при нагреве может осуществляться различными механизмами.

Установлено, что в сталях типа Н18М5, Н18М4Т, Н18К9М5 возникают пластинчатые зародыши у-фазы одной ориентировки, в сталях типа Н18К9М5Т у-фаза на начальных стадиях образуется путем размножения ориентировок, перестройка решетки на начальных стадиях а—>у превращения начинается из многих центров. В каждой рейке мартенсита появляется несколько (до шести) ориентировок аустенита, сохраняющих мартенситные ориентационные соотношения, которые соответствуют всем трем возможным вариантам бейновской деформации при обратном а->у превращении. В отличие от прямого у->а превращения, приводящего к образованию пакетного мартенсита, при а—>у превращении не имеется единственной плоскости сдвига типа (011)м или (111)а для всех шести ориентировок. При повышении температуры нагрева в сталях Н18К9М5Т образуется единственная ориентировка аустенита, совпадающая с первоначальной. В сплавах HI 8 и Н18К9 наряду с пластинчатыми зародышами, образуется глобулярный аустенит. Фазовая перекристаллизация в первых двух группах сталей заканчивается восстановлением исходного зерна аустенита, а в последней - зерно измельчается. При более высоких температурах нагрева во всех сталях наблюдается рекристаллизация аустенита.

Обнаруженные особенности структурной перекристаллизации в сталях на основе Fe-18%Ni, дополнительно легированных различными элементами, приводят к выводу о том, что в некоторых случаях структурная память проявляется не в восстановлении зерна, а сопровождается размножением ориентаций с образованием комплекса ориентационпо зависимых зерен, связанных с исходной структурой ориентационными соотношениями. Деление на двухстадийную и одностадийную схемы структурной перекристаллизации является относительным, и определяется в большой степени химическим составом стали, а также условиями нагрева, что необходимо учитывать в практике термообработки.

Обобщение структурных исследований и определение размера зерна положено в основу построения диаграмм рекристаллизации аустенита вследствие фазового наклепа. В работе приведена одна из них для промышленной бескобальтовой мартенситностареющен стали 03Н18М4Т. Изучение процесса перекристаллизации в мартенситностареющих сталях, построение диаграмм рекристаллизации позволило рекомендовать режимы закалки с учетом времени, необходимого для протекания рекристаллизации аустенита вследствие фазового наклепа, что приводит к измельчению крупнозернистой структуры и получению требуемого уровня свойств. Результаты опытно-промышленных экспериментов показали, что использование режимов термической обработки, с учетом температурно-временных интервалов рекристаллизации восстановленного аустенита, вследствие фазового наклепа, в которых формируется размер зерна, обеспечивают получение мелкозернистой структуры, что, в конечном счете, создает высокий уровень прочностных характеристик и ударной вязкости сталей. Полученные результаты были использованы и внедрены при разработке оптимальных режимов закалки и специальной термической обработки мартенситностареющих сталей, что существенно повысило и улучшило характеристики ответственных изделий специального назначения из этих сталей (см. приложение 2).

Закалка из межкритического интервала температур мартенситностареющих сталей сопровождается образованием ревертированного аустенита, обогащенного никелем, марганцем, углеродом, который по морфологии и своим свойствам отличается от остаточного аустенита в закаленной стали. Свойства ревертированного аустенита зависят от способа его получения. Количество ревертированного аустенита изменяется по сложной экстремальной зависимости с максимумом при определенной температуре, зависящей от состава стали. Максимальное содержание ревертированного аустенита (от 40 до 80 %) получено при нагреве мартенситностареющих сталей 03Х11Н10М2Т, 03X11Н8М2Ф и 03X10Н8К10М5Т в интервал температур 640-680 °С. Однако небольшое изменение температуры нагрева в районе максимума существенно снижает количество остаточного аустенита. Оценка термической и деформационной устойчивости аустенита показала, что стабильность ревертированного аустенита во многом определяется температурой и выдержкой в двухфазной области. При одинаковой термической стабильности деформационная стабильность ревертированного аустенита (на примере сталей 03Х10Н8К10М5Т и 03Х11Н10М2Т) зависит от вида механических испытаний. Максимальную устойчивость по отношению к деформации ревертированный аустенит проявляет при динамических испытаниях, минимальную - при усталостных и испытаниях на растяжение.

На основании проведенных исследований показана возможность получения в структуре стали определенного количества остаточного (ревертированного) аустенита различной степени стабильности. Наличие стабильного ревертированного аустенита в структуре мартенситностареющих сталей может оказывать положительное влияние на комплекс механических свойств, повышая ударную вязкость, благоприятно влияет на усталостную прочность, существенно повышая предел усталости, несмотря на некоторое понижение прочностных свойств, что допускается условиями эксплуатации изделий ответственного назначения, сварных конструкций из таких сталей, применяемых в технике.

Результаты выполненных в работе исследований по влиянию закалки нержавеющих мартенситностареющих сталей из межкритического интервала температур использованы для оптимизации применяемых режимов термообработки промышленных мартенситностареющих сталей 03Х11Н8М2Ф, 03Х11Н10М2Т, 03Х10Н8К10М5Т. Разработаны практические рекомендации, усовершенствованы и внедрены режимы термообработки заготовок изделий из мартенситностареющих сталей, что привело к существенному повышению ударной вязкости, особенно при отрицательных температурах, при сохранении уровня прочности и повысило качество сварных конструкций ответственных изделий (см. приложение 3).

1. Штейнберг С.С. Термическая обработка стали. М.: Металлургиздат, 1960. 157 с.

2. Садовский В. Д. Превращения переохлажденного аустенита (атлас диаграмм). Свердловск- М.: Металлургиздат, 1947. 56 с.

3. Садовский В.Д., Малышев К.А., Сазонов Б.Г. Превращения при нагреве стали. Свердловск. М.: Металлургиздат, 1954. 184 с.

4. Гудремон Э. Специальные стали. Т. 1. М.: Металлургиздат, 1959. С. 952.

5. Меськин B.C. Основы легирования стали. М.: Металлургиздат, 1959. 688 с.

6. Курдюмов Г.В. Явления закалки и отпуска стали. М.: Металлургиздат, 1960. 64 с.

7. Гуляев А.П. Термическая обработка стали. М.: Машгиз, 1978. 496 с.

8. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке сталей. М.: Металлургиздат, 1962. 269 с.

9. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973.208 с.

10. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. 240 с.

11. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сталях. М.: Металлургия, 1982. 128 с.

12. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. 4-ое изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1986. 480 с

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

14. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л и др. Перлит в углеродистых сталях. Екатеринбург. УрО РАН, 2006. 312 с.

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

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

17. Кривоглаз М.А., Садовский В.Д., Смирнов Л.В., Фокина Е.А. Закалка стали в магнитном поле. М.: Наука, 1977. 118 с.

18. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Мартенситное превращение в магнитном поле. Екатеринбург: УрО РАН, 2007. 322 с.

19. Бернштейн М.Л. Термомеханико-магнитная обработка металлов и сплавов // МиТОМ. 1960. №10. С. 31-36.

20. Бернштейн М.Л. Термомагнитная обработка стали. М.: Металлургия, 1968.95 с.

21. Бернштейн М.Л., Пустовойт В.H. Термическая обработка стальных изделий в магнитном поле. М.: Машиностроение, 1987. 256 с.

22. Herbert E.G. // J. Iron and Steel Inst. 1929. V. 120. N 2. P. 239. (цит. no 23.).

23. Гуляев А.П. Свойства и термическая обработка быстрорежущей стали. М.: ГНТИ, 1939. 159 с.

24. Гейликман Б. Т. О влиянии магнитного и электрического поля на фазовые превращения //ЖЭТФ. 1938. Т. 8, вып. 10-11. С. 1136-1146.

25. Meyer A.J. P., Taglang P. Влияние магнитного поля на полиморфное превращение в ферромагнетиках // Journal Physique et Radium. 1953. V. 14. P. 82.

26. Астафьева E.B., Бернштейн М.Л., Кидин И.Н., Каток A.M., Цыпина Е.Д. Упрочнение легированной машиностроительной стали термомеханической обработкой // МиТОМ. 1960. №8. С. 54-56.

27. Садовский В.Д. Магнитное поле и фазовые превращения в стали // МиТОМ. 1965. № 7. С. 16-18.

28. Факидов И.Г., Завадский Э.А. Генератор сверхсильных импульсных магнитных полей // ФММ. 1959. Т. 8, вып. 4. С. 562-568.

29. Факидов И.Г., Завадский Э.А. Получение сверхсильных импульсных магнитных полей // ФММ. 1958. Т. 6, вып. 3. С. 569 -575.

30. Садовский В.Д., Родигин Н.М, Смирнов Л.В., Филончик Г.М., Факидов И.Г. К вопросу о влиянии магнитного поля на мартенситное превращение в стали // ФММ. 1961. Т. 12, вып. 2. С. 302-304.

31. Фокина Е.А., Завадский Э.А. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение в стали//ФММ. 1963. Т. 16, вып. 2. С. 311-313.

32. Кривоглаз М.А., Садовский В.Д. О влиянии сильных магнитных полей на фазовые переходы // ФММ. 1964. Т. 18, вып. 4. С. 502-505.

33. Фокина Е.А., Смирнов Л.В., Садовский В.Д. Влияние импульсного магнитного поля на положение температурного интервала мартенситного превращения в стали // ФММ. 1965. Т. 19, вып. 4. С. 592-595.

34. Фокина Е.А., Смирнов Л.В., Садовский В.Д. Дестабилизация аустенита под влиянием сильного импульсного магнитного поля // ФММ. 1965. Т. 19, вып. 5. С. 722-725.

35. Факидов И.Г., Ворончихин Л.Д., Завадский Э.А., Бурханов A.M. О характере изменения намагниченности аустенитной стали под действием сильного импульсного магнитного поля // ФММ. 1965. Т. 19, вып. 6. С. 851-857.

36. Эстрин Э.И. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение // ФММ. 1965. Т. 19, вып. 6. С. 929-932.

37. Фокина Е.А., Смирнов Л.В., Садовский В.Д., Прекул А.Ф. К вопросу о влиянии постоянного магнитного поля на мартенситное превращение в стали // ФММ. 1965. Т. 19, вып. 6. С. 932-933.

38. Ворончихин Л.Д., Завадский Э.А., Факидов И.Г. Суперпарамагнетизм аустенитных сталей // ФММ. 1965. Т. 20, вып. 5. С. 793-795.

39. Бернштейн М.Л., Граник Г.И., Должанский П.Р. Влияние магнитного поля на фазовые превращения в никелевых сталях // ФММ. 1965. Т. 19, вып. 6. С. 882-890.

40. Граник Г.И., Бернштейн М.Л., Долгуновская О.Д. Влияние магнитного поля на некоторые фазовые превращения в никелевых сталях // ФММ 1967.Т. 24, вып. 6. С. 1132-1136.

41. Малинен П.А., Садовский В.Д., Смирнов Л.В., Фокина Е.А. О причинах влияния импульсного магнитного поля на мартенситные превращения в сталях и сплавах // ФММ. 1967. Т. 23, вып. 3. С. 535- 542.

42. Садовский В.Д., Смирнов Л.В., Фокина Е.А., Малинен П.А., Сорокин И.П. Закалка стали в магнитном поле // ФММ. 1967. Т. 24, вып. 5. С. 918-939.

43. Ромашов Л.Н., Ворончихин Л.Д., Факидов И.Г. Изменения магнитных свойств аустенитной стали вблизи мартенситной точки // ФММ. 1973. Т. 36. С. 291-298.

44. Ромашов Л.Н., Ворончихин Л.Д., Факидов И.Г. Магнитное состояние аустенита хромоникелевых сталей вблизи мартенситной точки // Металлофизика. 1974. №55. С. 66-69.

45. Ворончихин Л.Д., Ромашов Л.И., Факидов И.Г. Аномальный суперпарамагнетизм у-фазы сплава Fe-Cr-Ni // ФТТ. 1974. Т. 16. С. 2633-2638.

46. Ворончихин Л.Д., Ромашов Л.Н., Факидов И.Г. О влиянии исходного состояния аустенитной стали на мартенситное превращение под действием сильного магнитного поля//ФММ. 1968. Т. 26, вып. 5. С. 948-951.

47. Золотаревский И.В., Снежной В.Л., Шейко Л.М. О магнитострикции парапроцесса аустенитных сплавов вблизи мартенситной точки // ФММ. 1979. Т. 47,вып. 6. С.1312-1313.

48. Золотаревский И.В., Косенко Н.С., Кривоглаз М.А. Влияние магнитострикции на сдвиг точки мартенситного превращения в сильном магнитном поле // Металлофизика. 1979. Т. 1. №2. С. 17- 22.

49. Kapp В. Магнитострикция // Магнитные свойства металлов и сплавов. Под ред. C.B. Вонсовского. М.: Иностр. лит. 1961. С. 267-327.

50. Kakeshita Т., Shimizu К., Funada S., Date M. Composition dependence of magnetic field-induced martensitic transformations in Fe-Ni alloys // Acta metall. 1985. V.33.No.8.P. 1381-1389.

51. Меньшиков А.З. К термодинамической теории у—»а превращения в сильном магнитном поле // ФММ. 1993. Т. 76, вып. 2. С. 56-63.

52. Мирзаев Д.А., Счастливцев В.М. Влияние магнитного поляна температуру начала мартенситного превращения всплавахна основе железа//ФММ 1987.Т.63, вып. 6.С. 1105-1109.

53. Вонсовский С.В. Магнетизм. М.: Наука. 1971.1032 с.

54. Bordin G., Cecchi G. С. Remarks on the Martensitic Transformation in the Iron-Nickel Alloys // Nuovo Cimento. 1981. Bd. 61 B. № 2. P. 338-346.

55. Kachi S. Phase diagrams and the y-a transition // Phys. Appl. Invar. AL1978.Tokyo. P. 395428.

56. Поволоцкий В.Д., Журавлев JI.Г., Штейнберг М.М. Мартенситное превращение в сплавах Fe-Ni в импульсном магнитном поле // ФММ. 1973. №. 3. С. 568-571.

57. Кауфман Л., Коэн М. Термодинамика и кинетика мартенситных превращений. В кн.: Успехи физики металлов. IV. М.: Металлургиздат. 1961. С. 192-289.

58. Мирзаев Д.А. О термодинамике мартенситного превращения в высоконикелквых сплавах железа. Тепловой эффект // ФММ. 1983. Т. 55, вып. 4. С. 774-780.

59. Серебряков В.Г. Упругие и тепловые свойства сплавов железа, претерпевающих мартенситное превращение. Автореферат канд. диссер. М. МИСиС. 1984. 22 с.

60. Tanji Y., Asano Н., Moriya Н. Specific Heats of Fe-Ni (fee) Alloys at High Temperature // Sei. Rep. Res. Inst. Tohoku Univ. 1973. A 24. N. 5 6. P. 205-217.

61. Винников Л.Я., Георгиева И.Я., Майстренко Л.Г. и др. Выделение энергии при образовании мартенсита в железо-никелевых сплавах и особенности его структуры // Металлофизика. 1974. № 55. С. 24-27.

62. Scheil Е., Saftig Е. Messung der Umwandlungs wärme bei der Martensitbildung in EisenNickel Liegirung mithilfe eines Trockeneiskalorimetr // Arch. Eisenhüttenw. 1960. V. 31. № 10/ S. 623-632.

63. Kaufman L., Nesor H. Calculation of the Binary Phase Diagrams of Iron, Chromium, Nickel and Cobalt //Zs. Metallkunde. 1973. V. 64. №. 4. S. 249-257.

64. Садовский В.Д., Фокина E.A., Смирнов Л.В. и др. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение в сталях с разной величиной аустенитного зерна // Мартенситные превращения.: Тез. докл. Междунар. конф. ICOMAT-77. Киев.: Наук, думка, 1978. С. 231-234.

65. Фокина Е.А., Смирнов JI.B., Олесов В.Н., Счастливцев В.М., Садовский В.Д. Особенности морфологии мартенсита, образовавшегося под влиянием магнитного поля // ФММ. 1981. Т. 51, вып. 1. С. 160-165.

66. Садовский В.Д., Ромашев J1.H. Рост кристаллов мартенсита, образовавшихся под действием импульсного магнитного поля // ДАН СССР. 1978. Т. 238. № 2. С. 342-344.

67. Счастливцев В.М., Ромашев J1.H., Яковлева И.Л., Садовский В.Д. Электронно-микроскопическое исследование структуры кристаллов мартенсита, зародившихся под действием импульсного магнитного поля // ФММ. 1981. Т. 51, вып. 4. С. 773-782.

68. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Ромашев Л.Н. Электронно-микроскопическое исследование роста мартенситной пластины // ФММ. 1983. Т. 56, вып. 2. С. 271-279.

69. Счастливцев В.М., Ромашев Л.Н., Садовский В.Д. Структура и кристаллогеометрия мартенсита, образующегося под действием магнитного поля//ФММ 1989. Т. 67, вып. 4. С. 629-648.

70. Ройтбурд А.Л. Современное состояние теории мартенситных превращений // В кн.: Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. М.: Наука, 1972. С. 7-32.

71. Ромашев Л.Н., Леонтьев A.A., Счастливцев В.М., Садовский В.Д. Влияние импульсного магнитного поля на мартенситное превращение в низкоуглеродистой хромо-никелевой стали // ФММ. 1984. Т. 57, вып. 4. С. 768-775.

72. Леонтьев A.A., Счастливцев В.М., Ромашев Л.Н. Габитус и ориентация кристаллов мартенсита, образующихся под действием магнитного поля // ФММ 1984. Т.58, вып. 5. С. 950-957.

73. Леонтьев A.A., Счастливцев В.М., Ромашев Л.Н. Кристаллогеометрия и особенности структуры баттерфляй-мартенсита, образующегося под действием магнитного поля // ФММ. 1986. Т. 62, вып. 1. С. 138-144.

74. Васильев A.H., Бучельников В.Д., Такаги Т., Ховайло В.В., Эстрин Э.И. Ферромагнетики с памятью формы // Успехи физических наук. 2003. Т. 173. № 6. С.577-608.

75. Бучельников В.Д., Романов В. С., Васильев А. Н., Такаги Т., Шавров В.Г. Модель колоссальной магнитострикции в мартенситной фазе сплавов Ni-Mn-Ga // ЖЭТФ. 2001. Т. 120, вып.6 (12). С. 1503-1508.

76. Головин Ю.И. Магнитопластичность твёрдых тел // Физика твёрдого тела. 2004. Т. 46, вып. 5. С. 769-803.

77. Садовский В.Д., Фокина Е.А. Остаточный аустенит в закаленной стали. М.: Наука, 1986. 113 с.

78. Счастливцев В.М., Бармина И.Л., Яковлева И.Л. и др. Образование и устойчивость ревертированного аустенита в малоуглеродистых иикель-молибденовых сталях // ФММ. 1983. Т. 55, вып. 2. С. 316-322.

79. Kim G.I., Syn С.К., Morris I.W. Microstructural souces of toughness in QLT-treated 5,5 Ni cryogenic steel // Met Trans. 1983. 14 A. N 1. P. 93-103.

80. Селяков Н.Я., Курдюмов Г.В., Гудцов H.T. Рентгенографическое исследование структуры закалённой стали // Журн. прикл. физ., 1927. Т. 4, № 2. С. 51-75.

81. Курдюмов Г.В., Каминский Э.З. Рентгенографическое исследование структуры закалённой стали // Журн. прикл. физ., 1929. Т. 6. № 2. С. 47-51.

82. Kurdjumov G., Sachs G. Uber den Mechanismus der Stahlhartung // Zs. Physik, 1930, Bd. 64. S. 325-343.

83. Ивенсен А.А., Курдюмов Г.В. О механизме перехода аустенита в мартенсит // ЖХФ. 1930. Т. l.№ 1.С. 41-46.

84. Штейнберг С.С. Избранные статьи. Термическая обработка стали. 1950. М. -Свердловск.: Машгиз. 256 с.

85. Садовский В.Д., Штишевская Н.В. К вопросу о влиянии скорости охлаждения на количество остаточного аустенита // Труды УФАН. 1937. вып. 9. Исследования по проблеме «Аустенит и его превращения». Изд. АН СССР. С. 45-61.

86. Курдюмов Г.В., Максимова О.П. О кинетике превращения аустенита в мартенсит при низких температурах // ДАН СССР. 1948. Т. 61. № 1. С. 83-86.

87. Курдюмов Г.В. К теории мартенситных превращений // «Проблемы металловедения и физики металлов». Сб. 3. М.: Металлургиздат. 1952. С. 9-44.

88. Максимова О.П. О кинетике мартенситных превращений // Проблемы металловедения и физики металлов. Сб. 3. М.: Металлургиздат. 1952. С. 45-74.

89. Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. Об упругих кристаллах мартенситной фазы в сплавах медь-алюминий-никель // Вопросы физики металлов и металловедения. Сб. № 2. Киев. Изд. АН УССР, 1949. С. 56-64.

90. Курдюмов Г.В. Бездиффузионные (мартенситные) превращения в сплавах // ЖТФ. 1948. Т. 18. №8. С. 999-1025.

91. Wechsler M.S., Liebermann L.S., Read T.A. On the Theory of the Formation of Martensite // Trans. AIME. 1953. V. 197. P. 1503-1515.

92. Bowles J.S., Mackenzie J.K. The crystallography of martensite transformations // Acta Metallurgies 1954. V. 2. N 1. I. P. 129-137; II. P. 138-147; III. Face-centred cubic to body-centred tetragonal transformations. N 2. P. 224-234.

93. Wayman C.M. Introduction to the Crystallography of Martensitic Transformations. N.Y.: MacMillan C°, 1964,168 p.

94. Варлимонт X., Дилей JI. Мартенситные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.: Наука, 1980. 205 с. (Martensitic Transformations in Copper- Silver- and Gold-Based Alloys. 1974. Pergamon Press Ltd.).

95. Patterson R.L., Wayman C.M. Internal twinning in ferrous martensites // Acta Met. 1964. V. 12. N 11. P. 1306-1311.

96. Patterson R.L., Wayman C.M. The crystallography and growth of partially- twinned martensite plates in Fe-Ni alloys // Acta Met. 1966. V. 14. N 3. P. 347-369.

97. Speich G.R., Swann P.R. Yield strength and transformation structure of quenched Fe-Ni alloys // Journ. ISI. 1965. V. 205. Part 5. P. 480-485.

98. Немировский B.B. Исследование мартенситного превращения в железоникелевых сплавах вблизи составов, отвечающих смене механизмов превращения // ФММ. 1968. Т. 25, вып. 5. С. 900-909.

99. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных струкутр в сплавах железа // ФММ. 1972. Т. 34, вып. 2. С.332-338.

100. Umemoto М., Yoshitake Е., Tamura I. The morphology of martensite in Fe-C, Fe-Ni-C and Fe-Cr-C alloys // J. Materials Science. 1983. V. 18. N 10. P. 2893-2904.

101. Счастливцев B.M., Родионов Д.П., Садовский В.Д., Смирнов JI.B. Некоторые структурные особенности закаленных монокристаллов конструкционной стали, выращенных из расплава // ФММ. 1970. Т. 30, вып. 6. С. 1238-1244.

102. Счастливцев В.М. Структурные особенности мартенсита в конструкционных сталях // ФММ. 1972. Т. 33, вып. 2. С. 326-334.

103. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита // ФММ. 1972. Т. 34, вып. 1. С. 123-132.

104. Счастливцев В.М. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталях // ФММ. 1974. Т. 38, вып. 4. С. 793-802.

105. Счастливцев В.М., Копцева Н.В., Артемова Т.В. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа // ФММ. 1976. Т. 41, вып. 6. С. 1251-1260.

106. Андреев Ю.Г., Девченко Л.Н., Шелехов Е.В., Штремель М.А. Упаковка кристаллов мартенсита в псевдомонокристаллах // ДАН СССР. 1977. Т. 237, вып. 3. С. 574-576.

107. Этерошвили Т.В., Утевский Л.М., Спасский М.Н. Строение пакетного мартенсита и локализация остаточного аустенита в конструкционной стали // ФММ. 1979. Т. 45, вып. 4. С. 807-815.

108. Счастливцев В.М., Блинд Л.Б., Родионов Д.П., Яковлева И.Л. Структура пакетного мартенсита в конструкционных сталях // ФММ. 1988. Т. 66, вып. 4. С. 759-769.

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

110. Счастливцев В.М. Особенности структуры и кристаллография реечного мартенсита конструкционных сталей // Металлы. 2001. № 5. С. 32-41.

111. Фокина Е.А, Счастливцев В.М., Калетина Ю.В. Морфология мартенсита, образованного под действием магнитного поля, в сплавах с атермической кинетикой превращения // ФММ. 2001. Т.92. N 6. С.42-56.

112. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на фазовые превращения в сталях и сплавах // Сб. научн. трудов 5-ой школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Магнитогорск: Магнитошрскийдомпечаш.2008.С. 35-61.

113. Калетина Ю.В. Фазовые превращения в сталях и сплавах в магнитном поле // МиТОМ. 2008. № 9. С. 10-18.

114. Георгиева И.Я., Максимова О.П. О взаимосвязи между кинетикой и структурой при мартенситных превращениях // ФММ. 1971. Т. 32. С. 364-376.

115. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. и др. Превращение при нагреве кристаллов мартенсита, полученных в магнитном поле//ФММ 1987. Т. 63, вып. 5. С. 965-973.

116. Садовский В.Д., Смирнов Л.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. и др. Влияние морфологии мартенсита на обратное а-у превращение в сплаве 25Н31 // ФММ. 1989. Т. 67, вып. 1. С. 129-136.

117. Калетина Ю.В. Морфологические разновидности мартенсита, образованного под действием магнитного поля в сплавах с атермической кинетикой // Материаловедение. 2008. №4. С. 2-12.

118. Смирнов Л.В., Олесов В.Н., Фокина Е.А., Зинченко С.Г. Влияние импульсного магнитного поля на мартенситное превращение в сталях, легированных никелем, хромом и марганцем // ФММ. 1981. Т. 52, вып. 5. С. 1100-1102.

119. Satyanarayan К. R., Miodownik А. P. The Effect of Magnetic Fields on Transformations in Crystalline Solids // Monograph and Report Series, 1969, № 033. p. 162-166.

120. Месышн В. С. Ферромагнитные сплавы. М.: ОНТИ НКТИ, 1937, 791 с.

121. Апаев Б.А., Белоус М.В., Перминов В.Г. О расчете адитивных свойств сплавов при количественном фазовом анализе // ФММ. 1964. Т. 17, вып. 5. С. 289-291.

122. Krauss G., Cohen M. Strengthening and Annealing of Austenite Formed by the Reverse Martensitic Transformation // TSM AIME. 1962. V. 224. P. 1212-1221.

123. Малышев K.A., Сагарадзе B.B., Сорокин И.П., Земцова Н.Д., Теплов В.А., Уваров

124. A.И. Фазовый наклеп аустенитиых сплавов на железо-никелевой основе. М: Наука, 1982. 260с.

125. Счастливцев В.М., Садовский В.Д., Дрозд В.П. Рентгенографическое исследование перекристаллизации закаленной стали прибыстром нагреве// ФММ 1972.Т.3, вып. 1.С. 151-157.

126. Счастливцев В.М., Копцева Н.В. Электронно-микроскопическое исследование образования аустенита при нагреве конструкционной стали//ФММ 1976. Т. 42, вып. 4. С. 837-847.

127. Зельдович В.И., Сорокин И.П. О дилатометрическом эффекте в текстурованном железоникелевом сплаве при ос—>у превращении // ФММ. 1966. Т. 21, вып. 2. С. 223-227.

128. Саррак В.И., Суворова С.О., Филиппов Г.А. О внутренних напряжениях в мартенсите // В кн.: Мартенситные превращения в сталях и сплавах. М.: Металлургия, 1981, с. 59-68.

129. Счастливцев В.М., Олесов В.Н., Смирнов JI.B., Фокина Е.А., Калетин А.Ю. Влияние магнитного поля на морфологию мартенсита и механические свойства сплава 50Н26 // ФММ. 1990. № 11. С. 166-174.

130. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Олесов В.Н., Калетина Ю.В. Влияние магнитного поля на морфологию мартенсита и механические свойства Fe- Ni-C сплавов // В сб. докладов на XXXIII Междунар. семинаре "Актуальные проблемы прочности" им.

131. B.А.Лихачева, Новгород. 1997. Т. 1. С. 131-135.

132. Русаков A.A. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. 478 с.

133. Мирзаев Д.А., Счастливцев В.М., Мирзаев A.A. и др. Модуль нормальной упругости аустенита и мартенсита железоникелевых сплавов // ФММ. 1987. Т. 64, вып. 3. С. 596-599.

134. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В. и др. Структура мартенсита, образовавшегося под действием магнитного поля в сплаве 30Н31 // ФММ. 1998. Т. 85, вып. 1. С. 90-96.

135. Максимова О.П., Никанорова А.И. Микроструктурное исследование мартенситного превращения // В кн.: Проблемы металловедения и физики металлов. Вып. Ч.М.: Гостехиздат, 1955, с. 123-143.

136. Голикова В.В., Изотов В.И. Особенности взаимных сопряжений кристаллов мартенсита охлаждения в сплаве Н24ГЗ // ФММ. 1973. Т. 36, вып. 4. С. 766-778.

137. Umemoto M., Tamura I. The morphologu and substructure of butterfly martensite in ferrous alloys//J. Physique. 1982. V. 43. Suppl. 12. P. 523-528.

138. Калетина Ю.В. Фазовые превращения в сталях и сплавах под действием магнитного поля // Развитие идей академика В.Д. Садовского. Под ред. Филиппова М.А., Калетиной Ю.В. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН. 2008. С. 144-171.

139. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Королев A.B., Марченков В.В. Особенности влияния постоянного магнитного поля на изотермическое мартенситное превращение в сплаве Fe-24Ni-4Mn // ФММ. 2001. Т.91. № 2. С. 61-68.

140. Счастливцев В.М, Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Яковлева И.Л. Электронно-микроскопическое исследование структуры кристаллов мартенсита, зародившихся под действием постоянного магнитного поля в сплаве Н24Г4 // ФММ. 2003. Т. 95. №4. С. 68-77.

141. Калетина. Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Влияние постоянного магнитного поля на кинетику у-»а превращения в сплавах с изотермическим типом мартенсита // ФММ. 2003. Т. 96. № 6. С. 38-45.

142. Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Особенности влияния импульсного и постоянного магнитных полей на мартенситное превращение в сплавах с изотермической кинетикой // ФММ. 2005 Т. 99. № 1.С. 31-45.

143. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. Влияние постоянного магнитного поля на мартенситное превращение в сплаве Fe-24 % Ni-4 % Mn // Известия РАН. Серия физическая. 2005. Т. 69. № 9. С. 1307-1311.

144. Малинен П.А., Садовский В.Д., Сорокин И.П. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение в сплавах типа Н23Г4 // ФММ. 1967. Т. 24, вып 2. С. 305-309.

145. Георгиева И.Я., Никитина И.И. Изотермическое и атермическое мартенситное превращение в сплаве Fe-Ni-Mo // ДАН СССР. 1969. Т. 186. № 1. с. 85-88.

146. Георгиева И.Я., Никитина И.И. Об изотермическом и атермическом мартенситных превращениях // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия. 1972.С. 92-98.

147. Георгиева И.Я., Никитина И.И. О различных влияниях внешних воздействий на мартенситные превращения, идущие с атермической и изотермической кинетикой // ФММ. 1972. Т. 33, вып. 1. С. 144-150.

148. Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Влияние магнитных полей на изотермическое мартенситное превращение в сплаве Н24Г4 // МиТОМ. 2007. № 5. С. 3-8.

149. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Фокина Е.А. О влиянии импульсных и постоянных магнитных полей на сплавы с изотермической кинетикой мартенситного превращения // Известия РАН. Серия физическая . 2007. Т. 71. С. 1710-1716.

150. Peters C.T., Bolton P., Miodownik A.P. The effect of magnetic fields on isothermal martensitic transformations // Acta Met. 1972. V. 20. N 7. P. 881-884.

151. Korenko M.K., Cohen M. Martensitic Transformation in High Magnetic Fields // In: Proceeding of the international conference on martensitic transformationICOMAT-1979,P. 388-393.

152. Ромашев Л.Н. Влияние магнитного состояния у-фазы сталей на у-а мартенситное превращение под действием магнитного поля // Фазовые превращения и структура металлов и сплавов. Свердловск, 1982, С. 32-39.

153. Садовский В.Д., Малинен П.А., Мельников Л.А. Влияние высокого давления и импульсного магнитного поля на мартенситное превращение в Fe-Ni и Fe-Ni-Mn сплавах // МиТОМ. 1972. № 9. С. 30-37.

154. Георгиева И.Я., Максимова О.П., Малинен П.А., Мельников Л.А., Садовский В.Д. Структурные особенности мартенсита, получаемого в условиях высокого давления ив импульсных магнитных полях // ФММ. 1973. Т. 35, вып. 2. С. 363-369.

155. Георгиева И.Я., Изотов В.И., Панкова М.Н., Утевский Л.М., Хандаров П.А. Структурные и кристаллографические особенности изотермического мартенсита в сплаве Fe-24 %Ni-3%Mn // ФММ. 1971. Т. 32, вып. 3. С. 626-631.

156. Sandvik B.P.J., Wayman С.М. Characteristics of lath martensite: Part 1. Crystallographic and substructural features // Met. Trans. A. 1983. No. 5. V. 14A. P. 809-822.

157. Sandvik B.P.J., Wayman C.M. Characteristics of lath martensite: Part 2. The martensite-austenite interface // Met. Trans. A. 1983. No. 5. V. 14A. P. 823-834.

158. Wakasa K., Wayman C.M. The morphology and crystallography of ferrous lath martensite. Studies of Fe-20%Ni-5%Mn-I.Optical Microscopy //Acta Met. 1981. V. 29, No.6, P. 973-990.

159. Wakasa K., Wayman C.M. The morphology and crystallography of ferrous lath martensite. Studies ofFe-20%Ni-5%Mn-II. Transmission Electron Microscopy// Acta Met 1981. V.29.No. 6. P. 991-1011.

160. Максимова О.П. О превращении аустенита в мартенсит // Проблемы металловедения и физики металлов. М: Металлургиздат. 1964. Сб. 8. С. 169-186.

161. Мирзаев Д.А., Штейнберг М.М., Пономарева Т.Н., Счастливцев В.М. Влияние скорости охлаждения на положение мартенситных точек. Углеродистые стали // ФММ. 1979. Т. 47. N 1.С. 125-135.

162. Schastlivtsev V.M., Mirzaev D.A., Karzunov S.E. and Yakovleva I.L. New Concepts of Bainitic and Martensitic Transformations in Steels Based on Multistep y-a Transformation // J ISIJ. 1995. V. 35. N 8. P. 955-961.

163. Мирзаев Д.А., Карзунов C.E., Счастливцев В.М. и др. Гамма-альфа превращение в низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr // ФММ. 1986. Т. 61, вып. 2. С. 331-338.

164. Мирзаев Д.А., Морозов О.П., Штейнберг М.М. О связи у-»а превращений в железе и его сплавах // ФММ. 1973. Т. 36, вып. 3. С. 560-568.

165. Swanson W.D., Parr G.I. Transformations in iron-nickel alloys // J. Iron and Steel Inst. 1964. V. 202. N. 2. P. 104-106.

166. Хансен M., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Мегаллургиздаг. 1962 Т. 1.556 с.

167. Садовский В.Д., Смирнов JI.B., Романов Е.П. и др. Влияние постоянного магнитного поля на диффузионный распад переохлажденного аустенита // ФММ. 1978. Т. 46, вып. 2. С. 444-447.

168. Фокина Е.А., Калетин А.Ю., Олесов В.Н., Смирнов JI.B., Калетина Ю.В. Влияние постоянного магнитного поля на перлитное превращение и обратимую отпускную хрупкость в сталях // ФММ. 1995. Т. 79, вып. 4. С. 110-118.

169. Попов A.A., Попова JI.E. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита// Справочник термиста. ГНТИ. 1961. M Свердловск. : 430 с.

170. Szklarz К.Е., Wayman M.L. The effects of ferromagnetism on intergranular segregation in iron//Acta Met. 1981. V. 29. P. 341 349.

171. Бигеев М.М. Исследование превращения аустенита в мартенсит при температурах ниже нуля//Труды УФ АН СССР. 1937. В. 9. С. 13-24.

172. Максимова О.П., Никанорова А.И. К вопросу о влиянии деформации на кинетику мартенситного превращения // ДАН СССР. 1951. Т. 81. № 2. С. 183-185.

173. Малышев К. А., Бородина Н. А., Мирмельштейн В. А. Стабилизация аустенита при температурах выше интервала мартенситного превращения// ФММ 1956. Т. 2 Вып. 2 С. 277-284.

174. Бородина H.A., Малышев К.А., Мирмелынтейн В.А. Влияние углерода на стабилизацию аустенита в Fe-Cr-Ni сплавах // ФММ. 1958. Т. 6, вып. 5. С. 937-938.

175. Блантер М.Е., Серебренникова Б.Г. О природе термической стабилизации аустенита // МиТОМ. 1972. № 7. С. 5-10.

176. Mogre A.C., Kulkarni S.D. Effect of external stresses on thermal stabilization of austenite // Trans. Indian Inst. Met. 1974. V. 27. № 4. P. 209-220.

177. Журавлев Л.Г., Штейнберг M.M., Пейсахов Ю.Б. Стабилизация аустенита в сплавах с изотермической и атермической кинетикой мартенситного превращения // Изв. Вузов. Черная металлургия. 1976. № 4. С. 138-140.

178. Замбржицкий В.Н., Максимова О.П., Грузин П.Л. и др. Влияние термической и радиационной обработки аустенита на мартенситное превращение в сплавах Fe-Ni // ФММ. 1980. Т. 49, вып. 3. С. 562-572.

179. Замбржицкий В.Н., Максимова О.П., Грузин П.Л. и др. Влияние отжига на структуру аустенита и мартенситное превращение в сплаве железо-никель-молибден с изотермической кинетикой превращения // ФММ. 1980. Т. 49, вып. 4. С. 776-787.

180. Георгиева И. Я., Никитина И. И. Изотермическое и атермическое у—»а мартенситные превращения в сплавах на основе железа // Мартенситные превращения: Тез. докл. Междунар. конф. ICOMAT-77. Киев: Наук, думка. 1977.С. 223-227.

181. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М: Металлургия, 1982182 с.

182. Коршунов Л.Г., Полякова A.M., Черненко Н.Л., Умова В.М. Влияние размера зерна и температуры ошусканаизносостойкость стали38XH3MA//ФММ 1986.Т.61,вып. 5. С. 1007-1012.

183. Гайдуков М.Г., Садовский В.Д. К вопросу о влиянии величины зерна аустенита на мартенситное превращение // ДАН СССР. 1954. Т. 96. № 1. С. 67-68.

184. Малышев К.А. Влияние раскисления алюминием на чувствительность к перегреву, структуру и механические свойства стали. Труды УФ АН, 1937. Вып. 9. С. 173-212.

185. Umemoto M., Owen W.S. Effects of Austenitizing Temperature and Austenite Grain Size on the Formation of Athermal Martensite in an Iron-Nickel and an Iron-Nickel-Carbon Alloy // Met. Trans. 1974. V. 5. No. 9. P. 2041-2046.

186. Максимова О.П., Немировский B.B. О зарождении мартенсита в желез о-никелевых сплавах, обладающих взрывообразной кинетикой превращения//ДАН СССР. 1967. Т. 177. № 1.С. 81-84.

187. Вознесенский В.В., Добриков A.A., Изотов В.И. и др. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести закаленной на мартенсит стали // ФММ. 1975. Т. 40. С. 92-101.

188. Максимова О.П., Замбржицкнй В.Н. О влиянии величины зерна аустенита на мартенситное превращение и механические свойства метастабильных аустенитных сплавов // ФММ. 1986. Т. 62, вып. 5. С. 974-984.

189. Блинова E.H., Глезер A.M., Панкова М.Н. и др. Особенности мартенситного превращения в сплавах Fe-Ni, закаленных из жидкого сосгояния//ФММ 1999. Т. 87. №4. С. 49-54.

190. Блинова E.H., Глезер A.M., Дьяконова Н.Б. и др. Размерный эффект при мартенситном превращении в сплавах железо-никель, закаленных из расплава // Известия РАН. Серия физическая. 2001. Т. 65, № 10. С. 1444-1449.

191. Глезер A.M., Блинова E.H., Поздняков В.А. Мартенситное превращение в монокристаллических сплавах железо-никель // Известия РАН. Серия физическая. 2002. Т. 66, №9. С. 1263-1275.

192. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение в железоникелевых сплавах с разным размером зерна аустенита // МиТОМ. 2008. № 4. С. 19-26.

193. Maki T., Shimooka S., Umemoto M., Tamura J. The Morphology of Strain-Induced and Thermally Transformed Martensites in Fe-Ni-C Alloys //J. Japan Inst Metals. 1971. Vol 35. N11. P. 1073 -1082.

194. Ройтбурд A.JI. Теория формирования гетерофазной структуры // Успехи физических наук. 1974. Т. 113, вып. 1. С. 69-104.

195. Классен-Неклюдова М.В. Механическое двойникование кристаллов. Изд. АН СССР, М.: 1960. 261 с.

196. Пущин В.Г., Прокошкин С.Д., Валиев Р.З. и др. Сплавы никелида титана с памятью формы. Ч. I. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 439 с.

197. Курдюмов Г.В., Максимова О.П., Никанорова А.И. Об активизирующем влиянии пластической деформации на мартенситное превращение //ДАН СССР. 1957. Т. 114.№4. С. 768-770.

198. Курдюмов Г.В., Максимова О.П., Тагунова Т.В. Влияние пластической деформации на кинетику превращения аустенита в мартенсит // Проблемы металловедения и физики металлов. 1951. В. 2. С. 135-152.

199. Садовский В.Д., Смирнов Л.В., Олесов В.Н., Фокина Е.А. Термомеханическая магнитная обработка метастабильных аустенитных сталей//ФММ1976. Т. 41. Вып. 1.С. 144-158.

200. Фокина Е.А., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Особенности мартенситного превращения деформированного аустенита в сплаве 50Н26 при охлаждении и магнитной обработке // ФММ. 2006. Т. 101, № 4, С. 385-391.

201. Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на фазовые превращения в сталях // В кн.: Фазовые превращения и структура металлов и сплавов, Свердловск. 1982. С. 46-54.

202. Olson G. В., Cohen М. J. А General Mechanism of Martensitic Nucleation. Part I-III // Met. Trans.A. 1976. V. 7A. N 12. P. 1897-1923.

203. Бернштейн M.JI. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. М. Металлургия: 1968. Т. 2. 1171с.

204. Ермоленко A.C., Меньшиков А.З., Малинен П.А. Возникновение одноосной магнитной анизотропии при мартенситном превращении в магнитном поле // ФММ. 1968. Т. 26, вып. 1.С. 76-80.

205. Леонтьев A.A., Счастливцев В.М., Ромашев Л.Н. Габитус и ориентация кристаллов мартенсита, образующихся под действием магнитного поля//ФММ. 1984. Т. 58, вып. 5. С. 950-957.

206. Shimizu К. Effect of Stresses and Magnetic Fields on Martensitic Transformations // Trans. JIM. 1986. Vol. 27. N 12. P. 907-922.

207. Keily P.M., B. A., Ph. D., Nutting J. The morphology of martensite // J. Iron and Steel Inst. 1961. V. 197. Part 3. p. 199-211.

208. СеребренниковаБ.Г., Блантер M.E. О природе термической стабилизации аустенита// МиТОМ. 1972. № 2. С. 7-9.

209. Штейнберг С.С., Штейнберг М.М. Фазовые превращения в инструментальной стали ЭИ172//МиТОМ. 1972. № 9. С. 13-14.

210. Mogre A.C., Kulkarni S.D. Effect of external stresses on thermal stabilization of austenite // Trans. Indian Inst. Met. 1974. V. 27. № 4. P. 209-220.

211. Малышев К.А., Земцова Н.Д. Кинетика мартенситного превращения и морфология мартенсита в сплаве Н26ХТ2 после старения // МиТОМ. 1972. № 9. С. 38-43.

212. Малышев К.А., Василевская М.М. Влияние старения в у-состоянии на упрочнение сплавов Fe-Ni-Ti при фазовом наклепе // ФММ. 1964. Т. 18, вып. 4. С. 793-796.

213. Георгиева И.Я., Матющенко JI.A. Влияние термической обработки на кинетику двухступенчатого мартенситного превращения в Fe-Ni-Mn и Fe-Ni-Mo сплавах // МиТОМ. 1980. №5. С. 3-5.

214. Бутакова. Э.Д., Малышев К.А. Влияние внешних воздействий на кинетику мартенситного превращения // ФММ. 1973. Т. 35, вып. 2. С. 398-402.

215. Садовский В.Д., Смирнов JI.B., Олесов В.Н., Фокина Е.А. Влияние тепловой стабилизации аустенита и импульсного магнитного поля на мартенситное превращение в сплаве Х5Н20 // ФММ. 1982. Т. 54, вып. 4. С. 762-766.

216. Фокина Е.А., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Влияние магнитного поля на у—»а превращение в аустенитных сталях и сплавах при низких температурах // Материаловедение. 2003. № 9. С.2-7.

217. Фокина Е.А., Смирнов J1.B., Садовский В.Д. Влияние магнитного поля на положение мартенситной точки в углеродистых сталях // ФММ. 1969. Т. 27, вып. 4. С. 756-757.

218. Смирнов JT.B., Фокина Е.А., Олесов В.Н. Влияние магнитного поля на превращение остаточного аустенита в цементованной стали // ФММ. 1979. Т. 48, вып.5. С. 1091-1092

219. Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на остаточный аустенит в закаленных сталях // МиТОМ. 2008. № 10, С. 27-33.

220. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Яковлева И.Л. и др. Устойчивость ревертированного аустенита и его влияние на ударную вязкость стали 03Х11Н8М2Ф // ФММ. 1989. Т. 67, вып. 2. С. 365-372.

221. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю. и др. Влияние термообработки на механические и усталостные свойства маргенсшносгареющих сталей //ФММ 1992.№ 1.С. 111-120.

222. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Влияние внешних воздействий на стабильность ревертированного аустенита и свойства мартенситностареющих сталей // В сб. материалов XVIII Петербургских чтений по проблемам прочности и роста кристаллов. 2008. 4.2. С. 6-9.

223. Панасюк В.В., Андрейкив А.Е., Ковчик С.Е. Методы оценки конструкционных материалов. Киев: Наукова думка. 1977. 276 с.

224. Садовский В.Д., Богачева Г.Н., Умова В.М. Перекристаллизация сплавов со стареющим мартенситом // МиТОМ. 1969. № 4. С. 40-42.

225. Фокина Е.А., Смирнов Л.В., Садовский В.Д. Влияние фазового наклепа на механические свойства маргенсигосшреющей стали ВКС-210//ФММ1971.Т.31, вып. 6.С. 315-318.

226. Фокина Е.А., Смирнов Л.В., Садовский В.Д. Рафинировка структуры мартенситостареющих сталей 03Х11Н10М2Т и 03X11Н10М2ТК6 // МиТОМ. 1974. № 10. С. 32-35.

227. Wassermann G. Ueber den Mechanismus der a-y Umwandlung des Eisens // KaiserWilhelm Institut fur Eisenforshung zu Dusseldorf. Mittelungem. 1935. Bd. 17. L. 11. S. 149-155.

228. Счастливцев B.M., Садовский В.Д., Дрозд В.П. Рентгенографическое исследование перекристаллизации закаленной стали при быстром нагреве//ФММ1972. Т. 3. Вып. 1. С. 151-157.

229. Kessler H., Pitch W. Die kristallgraphischen Eigenschaffen des in Martensite bei schnellen Aufheizen ruckumgewendelten Austenite in einer Fe-Ni Legierung mit 32,5 Gev-%Ni // Arch. Eisenhuttenw. 1967. Bd. 38. № 4. S. 321-328.

230. Krauss G., Cohen M. Strengthening and Annealing of Austenite Formed by the Reverse Martensitic Transformation // TSM AIME. 1962. V. 224. P. 1212-1221.

231. Горбач В.Г., Измайлов E.A., Панпанза И.С. Электронно-микроскопическое исследование превращения мартенсита в аустенит //ФММ 1972. Т. 34, вып. 6. С. 1238-1241.

232. Зельдович В.И., Счастливцев В.М., Самойлова Е.С., Садовский В.Д. Морфология образования гамма-фазы в сплаве викалой I // ФММ. 1975. Т. 40, вып. 1. С. 143-152.

233. Зельдович В.И., Самойлова ЕС.Морфология у-фазы и структурная наследственность в железо-кобальт-ванадиевом сплаве // ФММ. 1979. Т. 47, вып. 5. С. 978-984.

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

235. Филиппов М.А., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. 256 с.

236. Томас Дж. Фазовые превращения и микроструктура сплавов с высокой прочностью и вязкостью разрушения. Возможности и ограничения их использования при разработке сплавов // Под ред. Джаффи Р. и Вилкокса Б. Пер. с англ. М.: Металлургия. 1980.С. 176-203.

237. Пестов И.В., Малолетнев А.Я., Перкас М.Д. и др. Механические свойства мартенситностареющей стали с альфа-гамма структурой после пластической деформации // МнТОМ. 1991. № 3. С. 36-38.

238. Пестов И.В., Малолетнев А.Я., Перкас М.Д. Малоцикловая ударная усталость стали Н18К9М5ТС двухфазной (а+у)- структурой // МиТОМ. 1981. №4. С. 28-31.

239. Никольская В.Л., Певзнер Л.М., Орехов Н.Г. Влияние остаточного аустенита на свойства литых нержавеющих сталей // МиТОМ. 1975. № 9. С-35-40.

240. Вылежнев В.П., Сухих A.A., Брагин В.Г., Коковякина С.А. Механические свойства мартенситностареющей стали Н18К8М5Т с остаточным и ревертированным аустенитом // ФММ. 1993. Т. 75, вып. 4. С. 157-165.

241. Калетина Ю.В., Полякова A.M., Садовский В.Д. Влияние углерода и легирующих элементов на перекристаллизацию мартенситностареющих сталей на основе системы Fe-18%Ni // ФММ. 1982. Т. 54, вып. 4. С. 778-782.

242. Счастливцев В.М., Калетииа Ю.В., Яковлева И.Л., Садовский В.Д. Особенности образования аустенита в мартенситностреющих сталях с 18 % никеля // ФММ. 1986. Т. 62, вып. 5. С. 992-1001.

243. Кардонский В.М. Рощина Т.В. Формирование структуры аустенитав зависимости от типа а->у превращения // МиТОМ. 1978. № 8. С. 28-31.

244. Кардонский В.М. Стабилизация аустенита при обратном а-»у превращении // ФММ. 1975. Т. 40, вып. 5. С. 1008-1012.

245. Сорокин И.П. Расчет внутризеренных текстур при последовательных фазовых превращениях//Металлофизика. 1974. Вып. 55. С. 45-49.

246. Кардонский В.М. О начальных стадиях распада мартенситностареющих сталей // ФММ.1973. Т. 36, вып. 6. С. 1271-1277.

247. Звигинцев Н.В., Могутнов Б.М., Хадыев М.С., Хромов A.B., Шапошников Н.Г. Закономерности формирования микроструктуры нержавеющих Fe-Cr-Ni-Mo-Ti мартенситностареющих сталей // ФММ. 1985. Т. 59, вып. 1. С. 130-136.

248. Кардонский В.М. Обратное а—»у превращение в железоникелевых сплавах // ФММ. 1974. Т. 38, вып. 2. С. 366-375.

249. Садовский В.Д., Табатчикова Т.И., Умова. В.М., Осинцева А.Л. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. II. Влияние отпуска закаленной стали на процесс перекристаллизации при лазерном нагреве //ФММ. 1984. Т. 58, вып. 4. С. 812-817.

250. Ожиганов A.B., Счастливцев В.М. Особенности формирования аустенитной структуры в критическом интервале температур при медленном нагреве закаленных и отпущенных сталей // ФММ. 1973. Т. 36, вып. 5. С. 1025-1032.

251. Полякова A.M., Садовский В.Д. «Межкритическая» закалка конструкционных сталей // МиТОМ. 1970. № 1. С. 5-8.

252. Сазонов Б.Г. Влияние вторичной закалки из межкритического интервала на склонность стали к обратимой отпускной хрупкости // МиТОМ. 1957. № 4. С. 30-35.

253. Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. Конструкционные двухфазные стали//В кн.: Итоги науки и техники, сер. Металловедение и термическая обработкам.: 1983. Т. 17. С. 64-120.

254. Kim G.I., Syn C.K., Morris I.W. Microstructural souces of toughness in QLT-treated 5,5 Ni cryogenic steel // Met Trans. 1983. V. 14Д. N 1. P. 93-103.

255. Свечников B.H., Голубев C.C. О термической обработке малоуглеродистой стали для ослабления хладноломкости //Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1962.№8.С. 108-110.

256. Гольдштейн Я.Е., Чарушникова Г.А., Беликов A.M. Особенности фазовых превращений структуры и свойств марганцевых сталей // Известия АН СССР. Металлургия и горное дело. 1963. № 4. С. 105-111.

257. Гольдштейн Я.Е., Чарушникова Г.А.Хладноломкость марганцевой стали в связи с условиями её дополнительного легирования // Известия АН СССР. Металлы. 1966. №5. С. 75-82

258. Звигинцев Н.В., Могутнов Б.М., Шапошников Н.Г. Фазовые равновесия в Fe-Cr-Ni-Ti-Mo мартенситностареющих сталях // Тез. IX Уральской школы металловедов-термистов. Свердловск. 1985. С. 24-25.

259. Потак Я.М., Кривоногов Г.С, Бирман С.И. и др. Влияние технологических факторов натрещиностойкость стали ВНС-2 //Проблемы прочности. 1978. № 12. С. 64-69.

260. Гладковский C.B., Филиппов A.M., Калетин А.Ю., Калетина Ю.В. и др. Влияние режимов аустенизации на механические характеристики и особенности разрушения мартенситностареющих сталей // ФММ. 1994. Т. 78, вып. 2. С. 159-169.

261. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Яковлева И.Л. Влияние термообработки на механические и усталостные свойства мартенситностареющих сталей // ФММ. 1992. № 1.С. 111-120.

262. Гладковский C.B., Калетина Ю.В., Филиппов A.M., Калетин А.Ю., Счастливцев В.М. Ишина Е.А., Веселов И.Н. Метастабильный аустенит как фактор повышения конструктивной прочности мартенситностареющих сталей //ФММ 1999.Т.87.№3.С.86-96.

263. Беляков Л.Н. Тепловая хрупкость мартенситно-стареющих сталей // МиТОМ. 1970. № 7. С. 6-10.

264. Ильина В.П., Кузьминская Л.Н., Спиридонов В.Б. и др. Тепловое охрупчивание нержавеющих мартенситно-стареющих сталей // МиТОМ. 1977. № 7. С. 24-27.

265. Красикова И.С., Ледянский А.Ф., Чернявская С.Г. Тепловая хрупкость мартенситностареющих сталей // МиТОМ. 1977. №7. С. 27-32.

266. Спиридонов В.Б., Фридман B.C. Тепловая хрупкость мартенситностареющих сталей // МиТОМ. 1975. № 7. С. 42-48.

267. Ларичев Ю.А., Перкас М.Д., Прохоров П.А. Влияние термической обработки на вязкость охрупченной стали Н18К8МЗТЮ // МиТОМ. 1976. № 8. С.7-10.

268. Ларичев Ю.А., Гончаров А.Ф., Прохоров П.А. Охрупчивание мартенситностареющей стали Н118К8МЗТЮ после замедленной охлаждения от высоких температур // МиТОМ. 1972. № 10. С.29-31.

269. Manair G.N., Hughston J. Microstructure of thermally embrittled 18 Ni (250 KSI) marage steel // Metallography. 1974. V. 7. N 6. P. 505-511.

270. Pellisir G.E. Effects of microstructure on fracture toughness of ultrahighstrength steel // Eng. Pract. Mech. 1968. N 1. P. 55-57.

271. Ревякина O.K., Беляков JI.H., Никольская В.Н.и др. Термическая обработка крупных штамповок и прутков из стали HI8K9M5T // МиТОМ. 1971. № 4. C.I8-22.

272. Rack H.J. The role of prior austenite grain size on the tensile ductility and fracture toughness of 18 Ni Maraging Steels // Acta Met. 1971. 13. N 7. P. 577-582.

273. Романив O.H. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. 176 с.

274. Статическая прочность и механика разрушения сталей // Сб. научных трудов (перев. с нем.). Под ред. В. Даля, В. Антона. М.: Металлургия, 1986. 566 с.

275. Грачев С.В., Бараз В.Р. Теплостойкие и коррозионностойкие пружинные стали. М.: Металлургия, 1989. 143 с.

276. Maki Т., Tzusaki К., Tamura I. The morphology of microstructure composed of lath martensite in steels // Trans. Iron and Steels Inst. Japan. 1980. 20. N 4. P. 204-214.

277. Hornbogen E., Zum Gahr K.H. Microstructure and Fatigue crack growth in a y-Fe-Ni-Al Alloy//Acta Met. 1976. V. 24. N3. P. 581-592.

278. Гладковский С.В., Звигинцев Н.В., Круглов А.А. и др. Влияние структурных превращений на механические свойства и трещиностойкость бескобальтовой мартенситностареющей стали// ФММ. 1990. № 1. С. 106-113.

279. Кардонский В.М., Горбунова Н.Б. Влияние остаточного аустенита на склонность к охрупчиванию при замедленной деформации недостаренных мартенситностареющих сталей // МиТОМ. 1985. № 10. С. 51-52.

280. Калетин А.Ю., Счастливцев В.М., Карева Н.Т. и др. Охрупчивание конструкционной стали сбейнитной структурой при отпуске // ФММ. 1983. Т. 56, вып. 2. С. 366-371.

281. Георгиев М.Н., Калетин А.Ю., Симонов Ю.Н., Счастливцев В.М. Влияние стабильности остаточного аустенита на трещиностойкость конструкционной стали // ФММ. 1990. № 1. С. 113-121.

282. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Филиппов A.M. Стабильность двухфазной (а+у)-структуры мартенситностареющих сталей при различных видах разрушения// ФММ. 1993. Т. 75, вып. 3. С. 129-137.

283. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С, Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 313 с.

284. Займовский В.А., Ламберский Г.Я., Самедов О.В., Хаютин С.Г. Поведение остаточного аустенита при деформации // ФММ. 1973. Т. 35, вып. 3. С. 555-561.

285. Основное содержание опубликовано в следующих работах:

286. А1. Калетина Ю.В., Полякова A.M., Садовский В.Д. Влияние углерода и легирующих элементов на перекристаллизацию мартенситностареющих сталей на основе системы Fe-Ni // ФММ. 1982. Т.54, вып. 4. С.778-782.

287. А7. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Филиппов A.M. Стабильность двухфазной (а+у)-структуры мартенситностареющих сталей при различных видах разрушения // ФММ. 1993. Т. 75, вып. 3. С. 129-137.

288. А8. Гладковский C.B., Филиппов A.M., Калетин А.Ю., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Симонов Ю.Н. Влияние режимов аустенизации на механические характеристики и особенности разрушения мартенситностареющих сталей // ФММ. 1994. Т. 78, вып. 2. С. 159-169.

289. А9. Фокина Е.А., Калетин А.Ю., Олесов В.Н. Смирнов Л.В., Калетина Ю.В. Влияние постоянного магнитного поля на перлитное превращение и обратимую отпускную хрупкость в сталях // ФММ. 1995. Т. 79, вып. 4. С. 110-118.

290. А12. Смирнов М.А., Калетин А.Ю., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В. Влияние термомеханической изотермической обработки на структуру и свойства конструкционных сталей // ФММ. 1997. Т. 83, вып. 6. С. 163-171.

291. А13. Фокина Е.А., Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Калетин А.Ю., Олесов В.Н. Структура мартенсита, образовавшегося под действием магнитного поля в сплаве 30Н31 // ФММ. 1998. Т. 85, вып. 1. С. 90-96.

292. А21. Фокина Е.А., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Влияние магнитного поля на у-»а превращение в аустенитных сталях и сплавах при низких температурах // Материаловедение. 2003. № 9. С. 2-7.

293. А22. V.M.Schastlivtsev, Yu.V. Kaietina, Е.А. Fokina. Effect of a de magnetic field on the isothermal martensitic transformation in the Fe-24%Ni-4%Mn alloy. // J.Phys. IV France 112 (2003), p.345-348.

294. А24. Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Счастливцев В.М. Особенности влияния импульсного и постоянного магнитных полей на мартенситное превращение в сплавах с изотермической кинетикой // ФММ. 2005 Т. 99. № 1 .С. 31-45.

295. А25. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М., Фокина Е.А. Влияние постоянного магнитного поля на мартенситное превращение в сплаве Fe-24%Ni-4%Mn // Известия РАН, сер. физическая. 2005. Т. 69, № 9. С. 1307-1311.

296. А26. Фокина Е.А., Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Особенности мартенситного превращения деформированного аустенита в сплаве 50Н26 при охлаждении и магнитной обработке // ФММ. 2006. Т. 101. № 4. С. 385-391.

297. А30. Калетина Ю.В., Счастливцев В.М. Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на мартенситное превращение в железоникелевых сплавах с разным размером зерна аустенита //МиТОМ. 2008. №4. С. 19-26.

298. А32. Калетина Ю.В. Фазовые превращения в сталях и сплавах под действием магнитного поля // Развитие идей академика В.Д. Садовского. Под ред. Филиппова М.А., Калетиной Ю.В. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН. 2008. С. 144-171.

299. АЗЗ. Калетина Ю.В. Морфологические разновидности мартенсита, образованного под действием магнитного поля в сплавах с атермической кинетикой // Материаловедение. 2008. №4. С. 2-12.

300. А35. Калетина Ю.В. Фазовые превращения в сталях и сплавах в магнитном поле // МиТОМ. 2008. № 9. С. 10-18.

301. А36. Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на остаточный аустенит в закаленных сталях поле // МиТОМ. 2008. № 10. С. 27-33.

302. Федеральное агентство по образованию Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования

303. Справка об использовании результатов диссертационной работы1. АКТ ВНЕДРЕНИЯрезультатов диссертационной работы Ю.В.Калетиной «Фазовые и структурные превращения в легированных сталях под действием магнитного поля и термической обработки»

304. Результаты работы Ю.В.Калетиной, проводимые совместно с ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», были внедрены для оптимизации режимов термической обработки мартенситностареющих сталей применительно к изготовлению корпусов изделий специального назначения.

305. E-mail: vw@prometey2.SPb SU

306. ФЕДЕРАЛЬНОЕ КОСМИЧЕСКОЕ АГЕНТСТВО (!^ .

307. ОТИРЫТСС АКЦ^ОНГ^НСЕ ОС^ЕСТВО ^пермский завод "МАШМИОСТРО"