автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Формирование структуры и повышение конструкционной прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей

На правах рукописи

Ларинин Данил Михайлович

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ПОВЫШЕНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ ПРОЧНОСТИ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

и сплавов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Нижний Новгород - 2009

003490807

Работа выполнена на кафедре «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» ГОУ ВПО Пермского государственного технического университета

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор Шацов Александр Аронович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Матвеев Юрий Иванович

Ведущая организация:

Московский государственный технический университет им. Н.Э. Баумана

Защита диссертации состоится «29» января 2010 г. в 13 часов на заседании диссертационного совета Д 212.165.07 при Нижегородском государственном техническом университете им. P.E. Алексеева по адресу: г. Нижний Новгород, ул. Минина, д. 24, НГТУ, корп. 1, ауд. 1258.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Нижегородского государственного технического университета им. P.E. Алексеева

кандидат технических наук, доцент Дубинский Владимир Наумович

Ученый секретарь диссертационного совета

Ульянов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Одним из наиболее значительных достижений материаловедения конца XX столетия стало создание мартенситных конструкционных сталей. К классу мартенситных относят мартенситостареющие и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС). До последнего времени мартенситостареющие обеспечивали рекордные показатели конструкционной прочности, а НМС - наилучшее отношение цена/качество. Одно из направлений дальнейшего прогресса мартенситных сталей связано с повышением конструкционной прочности рационально легированных НМС. Альтернативой мартенсит-ным являются улучшаемые стали. Стали со структурой низкоуглеродистого пакетного мартенсита (в сравнении со сталями со структурой сорбита отпуска) обеспечивают более высокую конструкционную прочность в сложных условиях нагружения (сложнонапряженное состояние, динамический характер нагру-жения, низкие температуры эксплуатации) и обладают существенными преимуществами при химико-термическом воздействии. Легирование низкоуглеродистых мартенситных сталей позволяет реализовать мартенситное превращение в крупногабаритных изделиях при замедленном охлаждении на спокойном воздухе и, в результате, отказаться от использования экологически опасных закалочных сред.

Для целенаправленного изменения структуры необходимо знать закономерности ее формирования при нагреве и охлаждении. НМС обладают высокой устойчивостью переохлажденного аустенита в интервале температур нормального и промежуточного превращений, что позволяет получать структуру низкоуглеродистого пакетного мартенсита при достаточно высоких температурах, Мн= 400-380 °С.

Традиционно для большинства используемых в машиностроении конструкционных сталей после закалки на мартенсит проводят высокий отпуск, целью которого является получение структуры сорбита отпуска с характерным комплексом свойств, обеспечивающим работоспособность. Для сталей со структурой низкоуглеродистого пакетного мартенсита характерна высокая конструкционная прочность в свежезакаленном и низкоотпущенном состоянии.

Сохранение субструктуры пакетного мартенсита при нагреве до критических температур обеспечивает отпускоустойчивость НМС. Это оказывает существенное влияние на механизм а—*у превращения, структуру и свойства аустенита.

Потеря работоспособности подавляющего большинства конструкций связана с изнашиванием при трении. Повышение долговечности в этом случае достигают за счет упрочнения поверхности изделий. Химико-термическая обработка (ХТО) низкоуглеродистых мартенситных сталей в газообразных насыщающих средах исследована для процессов цементации, азотирования и нит-роцементации. Насыщение элементами внедрения в жидких расплавах позволяет интенсифицировать процесс обеспечить высокую скорость нагрева и равномерный нагрев, регулировать в широких пределах скорость охлаждения после обработки. Применяемые в настоящее время жидкие среды часто являются вредными для здоровья человека и окружающей среды. Поэтому представляет-

ся целесообразным использование для насыщения новых экологически безопасных расплавов солей, новые технологии имеют и значительные экономические преимущества.

Тематика диссертации соответствует Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ и Перечню критических технологий РФ. Работа выполнена при поддержке Фонда содействия развитию малых форм предприятий в научно-технической сфере, государственный контракт № 4293р/6718, гранта РФФИ 07-08-96007-р_урал_а, гранта РФФИ 09-08-99001-р офи, аналитической ведомственной целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы» (раздел «Проведение фундаментальных исследований в области технических наук», № 2.1.2/1225).

Цель и задачи исследования. Целью данной работы является исследование закономерностей структурообразования и формирования свойств при термической и химико-термической обработках низкоуглеродистых мартен-ситных сталей повышенной конструкционной прочности и технологичности Для достижения указанной цели в работе поставлены следующие задачи:

1. Исследовать фазовые превращения НМС при термическом воздействии в широких температурно-временных интервалах. Изучить структуру и механические свойства НМС 12Х2Г2НМФБ после термической обработки.

2. Исследовать закономерности формирования структуры, фазового и химического состава, свойств градиентных слоев, образующихся при низко (до 600 °С) и высокотемпературном насыщении НМС 12Х2Г2НМФБ в расплавах солей.

3. Провести апробацию разработанных технологических параметров в производственных условиях и испытания изделий.

Положения, выносимые на защиту

1. Превращение а—в низкоуглеродистых сталях мартенситного класса со структурой пакетного мартенсита происходит в два этапа при нагреве: по сдвиговому, а затем по диффузионному механизмам. Сдвиговое а—*у превращение реализуется в большей степени при аустенитизации отпуско-устойчивых НМС.

2. Структура пакетного мартенсита, сформированная при охлаждении в широких интервалах скоростей, в том числе на воздухе, с температур горячей деформации НМС 12Х2Г2НМФБ обеспечивает высокую конструкционную прочность, характеристики вязкости в 1,5-2 раза превосходят аналогичные показатели сталей типа 40ХН2М, 38ХНЭМФ со структурой сорбита отпуска.

3. Кинетические параметры процесса диффузионного насыщения элементами внедрения в расплавах на основе цианата калия низкоуглеродистого мартенсита с различной морфологией и размерами реек.

4. Структура и закономерности формирования градиентных слоев при высокотемпературном диффузионном насыщении низкоуглеродистого аусте-нита азотом, углеродом и кремнием в экологически безопасных расплавах солей на основе хлоридов и карбонатов калия и натрия с добавками азотсодержащих соединений.

5. Параметры технологических процессов термической и химико-термической обработок стали 12Х2Г2НМФБ.

Научная новизна.

1. Методом ДСК установлено, что при нагреве с умеренными (10 град/мин) скоростями НМС с исходно мартенситной структурой превращение начинается по сдвиговому механизму и продолжается диффузионным путем. Долю аустенита, образованного по обратному мартенситному механизму определяет количество низкотемпературной фазы, сохранившей реечную структуру до завершения а—»у превращения.

2. Пакетный мартенсит, образованный при закалке НМС 12Х2Г2НМФБ и низком (до 250 °С) отпуске обладает максимальной конструкционной прочностью.

3. Определены кинетические параметры процесса насыщения азотом низкоуглеродистого мартенсита. Сохранение в процессе низкотемпературного насыщения реечной и блочно-реечной субструктуры низкоуглеродистого мартенсита приводит к снижению энергии активации диффузии азота относительно преимущественно ферритной структуры стали. Уменьшение размеров зерен аустенита и элементов структуры мартенсита слабо влияет на протяженность градиентных слоев, но приводит к существенному диспергированию карбонит-ридной фазы в диффузионной зоне.

4. При исследовании высокотемпературного насыщения азотом и углеродом НМС 12Х2Г2НМФБ в жидких экологически безопасных средах экспериментально доказано отсутствие эвтектоидного распада независимо от скорости охлаждения (V) в интервале варьирования V = 600..30 °С/с. Обнаружено снижение значений энергии активации диффузии азота в низкоуглеродистом аустените, наследующем субструктуру пакетного мартенсита. Установлено, что поверхность содержит а'-фазу, не более 10 % у-фазы и карбонитриды.

5. Экспериментально доказано увеличение в процессе карбонитриро-вания (низко- и высокотемпературного) НМС 12Х2Г2НМФБ концентрации карбидообразующих элементов и никеля в подповерхностных слоях. Распределения легирующих элементов после проведения насыщения в аустените качественно повторяют зависимости, характерные для низкотемпературного карбо-нитрирования мартенсита при более широких интервалах выравнивания концентраций.

Практическая значимость.

1. Разработаны режимы термической обработки, повышающие конструкционную прочность НМС, на основании установленных в работе закономерностей фазовых превращений и формирования структуры.

2. Созданные технологические процессы позволили применить НМС 12Х2Г2НМФБ взамен среднеуглеродистых сталей 40ХН2М, 38ХНЭМФ, снизить деформацию и коробление при термообработке, исключить использование экологически вредных жидких охлаждающих сред (минеральные масла, щелочи), улучшить качество поверхности, снизить массу изделий, повысить конкурентоспособность продукции. Технологический процесс внедрен в серийное

производство деталей (вал, муфта вала) винтовых забойных двигателей на предприятии ООО «Радиус-Сервис».

3. Предложены рациональные технологии упрочнения НМС 12Х2Г2НМФБ в температурных интервалах 500 - 580'°С (структура стали мартенсит) и 800 - 900 °С (структура стали аустенит). Новые технологические процессы обеспечивают высокие механические свойства поверхности и сердцевины после относительно непродолжительной обработки. Высокая устойчивость аустенита диффузионного слоя и сердцевины позволяет совместить высокотемпературное карбонитрирование с закалкой на воздухе. Высокотемпературное карбонитрирование обеспечило повышение более чем на порядок коррозионной стойкости деталей при испытаниях в условиях повышенных влажности и температуры без конденсации влаги.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены и обсуждены на следующих конференциях: II Международной школе «Физическое металловедение» и XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006 г; VII Международной научно-технической конференции «Уральская школа-семинар металловедов - молодых ученых», Екатеринбург, 2006 г; III Международной школы-конференции «Физическое материаловедение: «Наноматериалы технического и медицинского назначения», проходившей 24-28 сентября 2007 в городах Самаре, Тольятти, Ульяновске; XIX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», посвященной 100-летию со дня рождения академика В.Д. Садовского, Екатеринбург, 2008 г; Восьмой ежегодной международной Промышленной конференции «Эффективность реализации научного, ресурсного и промышленного потенциала в современных условиях», п. Славское, Карпаты, 11-15 февраля 2008.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 14 печатных работ, в том числе 4 статьи в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и приложений. Работа изложена на 143 страницах, включает 44 рисунка, 14 таблиц и 5 приложений. Список использованных источников содержит 179 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение. Обоснована актуальность, изложены цели и задачи, сформулированы научная новизна, практическая значимость работы, представлены положения, выносимые на защиту.

Первая глава «Формирование структуры при мартенситном превращении, конструкционная прочность и упрочнение поверхности сталей». Рассмотрены особенности формирования структуры и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей. Представлен обзор по диффузионным методам упрочнения поверхности сталей азотом и углеродом.

Вторая глава «Материалы и методики исследований».

Основные исследования проводили на НМС 12Х2Г2НМФБ, для сравнения изучали фазовые превращения сталей 07X3ГНМ и 17Х2Г2Н.

Представлены методы исследований и экспериментов. Основные исследовательские методы включали металлографический (Neophot-32) и электронно-микроскопический анализ (ЭМ-125) структуры. Фазовые превращения изучали дилатометрическим (дифференциальный дилатометр Шевенара), магнитометрическим (модернизированный анизометр Акулова с автоматизированной системой регистрации результатов измерений) и калориметрическим ДСК (дифференциальный сканирующий калориметр STA 449 С Jupiter) методами. Рентгеновский анализ проводили на приборе ДРОН-ЗМ. Послойный химический анализ - методом оптической эмиссионной спектрометрии (спектрометр LECO SA - 2000) и микрорентгеноспектральным методом (сканирующий электронный микроскоп Hitachi S-3400N с приставкой Bruker 133 kV). Испытания на одноосное растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 1497-84 на машине INSTRON 300 LX. Ударную вязкость (KCU, KCV, КСТ) определяли согласно ГОСТ 9454-78 на маятниковом копре ИО 5003-0.3, удельную работу разрушения образцов с трещиной при изгибе и критический коэффициент интенсивности напряжений- на универсальной испытательной машине INSTRON 8801. Микродюрометрические исследования - на микротвердомере ПМТ - 3, твердость - на твердомерах Роквелла и Бринелля. Кинетику диффузионного насыщения описали при предположении постоянства коэффициента диффузии и выполнения уравнения Аррениуса. Коррозионные испытания проводили по ГОСТ 9.308-85, результаты оценивали по ГОСТ 9.311-87.

Третья глава «Структура и свойства термоупрочненной низкоуглеродистой мартенситной стали». Рассмотрены закономерности фазовых и структурных превращений в низкоуглеродистых мартенситных сталях. В исходном состоянии структура исследованных НМС - пакетный мартенсит, рисунок 1. Существенным отличием между исследованными сталями в исходном состоянии является размер зерна аустенита d. Стали имели следующие значения d: 7 мкм у НМС 12Х2Г2НМФБ, 11 мкм у 17Х2Г2Н, 14 мкм у 07X3 ГНМ.

Значения критических температур, определенные дилатометрическим магнитометрическим и ДСК методами для идентичных условий экспериментов не отличались более чем на 20 °С. Температура начала а—»у-превращения для всех исследованных сталей находятся на одном уровне 700-720 °С.

Рисунок 1 - Тонкая структура пакетного мартенсита НМС 12Х2Г2НМФБ

Для стали с невысоким содержанием углерода (07ХЗГНМ) характерна наибольшая температура Мн=500 °С. Мартенситное превращение близкой по составу, но отличающейся большей концентрацией углерода стали 17Х2Г2Н начинается на 100 °С ниже. Наименьшая температура Мн=360 °С была у НМС 12Х2Г2НМФБ, что обусловлено понижением температуры мартенситного превращения по мере повышения содержания в твердом растворе легирующих элементов.

Изотермический распад низкоуглеродистого аустенита сталей 07ХЗГНМ и 17Х2Г2Н, не содержащих сильных карбидообразующих элементов, протекает в двух температурных областях. Выше 600 °С распад реализуется по нормальному механизму с образованием феррита и карбидов. Инкубационный период нормального (т0) превращения стали 17Х2Г2Н сравним с т0 НМС 07X3 ГНМ и составляет около 70 мин (5 % а-фазы). Ниже 420 °С превращение проходит по мартенситному механизму с изотермической кинетикой.

Изотермические выдержки до 8 ч переохлажденного аустенита НМС 12Х2Г2НМФБ в области нормального и промежуточного превращений, не приводят к образованию магнитных фаз. На диаграмме, рисунок 2, присутствует только область сдвигового изотермического превращения.

800 700

а 500 о.

(«400 а о

1300 а>

200 100 о

1 10 100 1000 10000 100000

Время, сек

Рисунок 2 - Диаграмма изотермического превращения аустенита НМС

12Х2Г2НМФБ

Итак, добавки небольшого количества ванадия и ниобия в сталь, содержащую хром, марганец, никель и молибден, значительно увеличивает инкубационный период диффузионных фазовых превращений в НМС, также как рост отношения (хром + марганец) / углерод способствует подавлению бейнитной реакции благодаря увеличению энергии активации (снижению подвижности атомов углерода в аустените).

Результаты исследований методом ДСК фазовых превращений при непрерывном нагреве НМС хорошо согласуются с дилатометрическими и анизометрическими данными, полученными в одинаковых условиях. Наличие несколь-

ких пиков на кривых в области а—+у-превращения, рисунок 3, связано со сменой механизма превращения.

ДСК /(мВт/мг) (ЩСК /(мВт/мг/мин)

720 740 760 780 800 820 ' 840 Температура Г С

(а)

ДСК /(мВт/мг) (1ДСК *10"3 /(мВт/мг/мин)

Температура 1° С

(б)

Рисунок 3 - ДСК кривые, полученные при нагреве образцов из стали 07ХЗГНМ

(а) и 12Х2Г2НМФБ (б)

Чем выше отпускоустойчивость, тем большая доля а-фазы сохраняет реечную морфологию в процессе нагрева и переходит в аустенит по сдвиговому механизму «из кристалла в кристалл», а затем превращение -продолжается как диффузионное. Поэтому наибольшая степень раздвоения наблюдается на кривых ДСК, построенных при нагреве стали 07ХЗГНМ, у которой в процессе нагрева большая доля а-фаза принимает полиэдрическую структуру, и наименьшая - у стали 12Х2Г2НМФБ.

После горячей деформации (ГД) с охлаждением на воздухе структура пакетного мартенсита, обеспечивает характеристики: прочность (а„) - 1230 МПа,

относительное удлинение 19 %, ударную вязкость (КСУ) - 0,65 МДж/м2, таблица 1. Повышение характеристик вязкости и трещиностойкости в 1,5-2 раза, после дополнительной закалки происходит за счет измельчения структурных составляющих стали при перекристаллизации.

Закалка после горячей пластической деформации не повлияла на значение Кс, таблица 1, но работа разрушения увеличивается почти в 2 раза. В процессе нагружения образца, закаленного на воздухе с температуры ковки, при достижении критического коэффициента интенсивности напряжений происходит скачкообразный рост трещины. Снижение упругих напряжений при раскрытии трещины тормозит ее продвижение, при достижении очередного критического уровня концентрации напряжений трещина страгивается вновь и процесс разрушения продолжается по этому же механизму. Остановку и скачкообразное раскрытие трещины наблюдали при изгибе до 3-5 раз. Излом мелкозернистый, матовый, вязкий с большими скосами и развитой поверхностью

Кривая "нагрузка-прогиб", полученная при распространении трещины в повторно закаленных после ГД образцах, после достижения наибольшего значения нагрузки является строго монотонно убывающей. Вид кривой разрушения свидетельствует о протекании в процессе разрушения релаксации напряжений пластической деформацией в устье трещины. Такую кривую характеризует большая работа разрушения, вязкий излом, значительные губы среза.

Таблица 1 - Механические свойства НМС 12Х2Г2НМФБ.

Термическая обработка 8 KCU KCV КСТ Ар Кс

МПа % МДж/м" МПа-м1"

Закалка на воздухе с температуры ковки 1230 900 19 59 1,00 0,65 0,27 0,21 139

Закалка на воздухе с температуры прокатки + закалка 980 °С, 1 ч, воздух 1300 1030 16 63 1,5 0,82 0,57 0,39 140

Наибольшие значения конструкционной прочности сталей достигают после закалки и отпуска. Для стали со структурой низкоуглеродистого пакетного мартенсита интервал температур отпускной хрупкости I рода смещен в высокотемпературную область по сравнению со среднеуглеродистыми сталями. Особенности структуры пакетного мартенсита обеспечивают высокую отпуско-устойчивость. Предел прочности закаленной на воздухе стали 12Х2Г2НМФБ сохраняется на уровне 1200-1270 МПа до температуры отпуска 550 °С. Наилучший комплекс свойств НМС, характеризующих конструкционную прочность достигнут после закалки и отпуска 250 °С: а„ = 1300 МПа, а0.2 = Ю65 МПа, KCU = 1,60 МДж/м2, KCV = 0,92 МДж/м2, КСТ = 0,52 МДж/м2.

Повышение температуры отпуска до 650 °С приводит к разупрочнению до ств=1000-1050 МПа. Характеристики пластичности слабо зависят от температуры отпуска и сохраняют высокие значения в интервалах: относительное удли-

нение 6=18-23, относительное сужение ((/=58-65 %. Заметное падение прочности с одновременным повышением 8 и у, повторно закаленной после ГД НМС, наблюдали при температурах отпуска выше 500 °С, минимальное значение ств=845 МПа соответствовало отпуску 650 °С.

Характеристики ударной вязкости (KCU, KCV), динамической (КСТ) и статической (Кс, Ар) трещиностойкости стали 12Х2Г2НМФБ после отпуска 250 °С находились в доверительных интервалах значений, определенных после закалки. Характер разрушения и вид излома при изгибе отпущенных при 250 "С образцов с трещиной по сравнению с закаленными не изменились.

Отпуск при температуре выше 300 °С НМС приводит к уменьшению работы статического разрушения и динамической трещиностойкости.

На кривых разрушения и фрактограммах рост хрупкости проявляется в смене механизма распространения трещины. Разрушение сопровождается скачкообразным развитием трещины, при этом меняется характер излома, поверхность разрушения содержит две явно выраженные зоны: первая соответствует быстрому раскрытию трещины после достижения наибольшей нагрузки, вторая — медленному подрастанию до полного разрушения.

Охрупчивание слабо повлияло на значение критического коэффициента интенсивности напряжений.

Повышение температуры отпуска приводит к развитию процессов отпускной хрупкости, снижению вязкости и трещиностойкости до минимальных значений при температуре отпуска 550 °С.

Закрепление дислокаций карбидными частицами в процессе отпуска 550 °С, о чем свидетельствует локальный максимум на кривой зависимости предела текучести от температуры отпуска, препятствует развитию пластической деформации и, следовательно, релаксации напряжений, в результате разрушение образцов с трещиной происходило скачкообразно после достижения критической интенсивности напряжений. Падение значений КСТ и Ар до уровня 0,1— 0,2 МДж/м2 и характер изломов свидетельствуют о хрупком механизме разрушения.

Высокий отпуск (650 °С), приводящий к коагуляции дисперсных выделений, обеспечивал повышение характеристик вязкости и трещиностойкости для обоих состояний стали, но после повторной закалки после ГД увеличение этих характеристик составило 1,5-4 раза, после ГД стали -1,5-2 раза.

Итак, механизм развития трещины определяли исходное состояние и температура отпуска.

Четвертая глава «Карбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ в расплавах солей» посвящена исследованию диффузионного насыщения НМС при температурах существования а- и у-фаз.

Низкотемпературное насыщение стали с мартенситной структурой имеет ряд особенностей: ускорение насыщения элементами внедрения по сравнению с ферритной структурой; формирование в процессе высокого отпуска стабильных диффузионно-проницаемых для элементов внедрения* дислокационных границ может приводить к увеличению протяженности градиентных слоев. Формирование градиентных слоев стали 12Х2Г2НМФБ изучали после сульфо-

карбонитрирования при температуре 580°С, продолжительность процесса составляла 1 и 2 ч. Микротвердость по толщине слоя (горячекатаное состояние, без отпуска) распределена равномерно, толщина слоя в зависимости от режимов составляла до 120 мкм. Свойства сердцевины после сульфокарбонитриро-вания сохраняют достаточно высокие значения: сгв = 1275 МПа, о02 = 1015 МПа, КСи = 0,65 МДж/м2, КСУ = 0,25 МДж/м2.

Охлаждение на воздухе после сульфокарбонитрирования при 580°С в течение 2 ч образцов из стали 12Х2Г2НМФБ не привело к уменьшению градиентного слоя. Его толщина независимо от охлаждающей среды (вода или воздух) составила 110 - 120 мкм. Это косвенно свидетельствует о мартенситном характере у-а перехода и об отсутствии эвтектоидного распада азотистого ау-стенита в исследованном интервале варьирования скорости охлаждения НМС.

После карбонитрирования диффузионные слои НМС включали три зоны: тонкой пористой зоны оксисульфидов, тонкой зоны высокоазотистых соединений и более протяженной зоны внутреннего азотирования (ЗВА), рисунок 4.

Данные рентгеновского анализа (РСА) показали, что в поверхностном слое присутствовали сульфиды Ре82, РеБ (при небольших, 1-2 % добавках соединений серы) и оксиды ^е20з, РезОд железа. Нитридная зона состояла из е- и у1-фаз, а ЗВА включала в себя азотисто-углеродистый мартенсит и остаточный аустенит (не более 15 - 17 % у-фазы для карбонитрирования при 580°С, 2 ч).

Послойный химический анализ показал, что хром, титан, ванадий и никель скапливаются в поверхностных слоях. Эти элементы имеют большее химическое сродство к азоту и углероду, чем железо, поэтому они диффундируют навстречу потоку насыщающих элементов, тормозят движения азота и углерода в глубь металла, что облегчает образование карбонитрид-ной фазы. Более высокую концентрацию никеля вблизи поверхности можно объяснить образованием в тройной системе железо - никель — азот комплексного нитрида Ре3ММ, а также тем, что при содержании железа более 80 % и азота менее 3 % в нитриде Ре2Н присутствие которого в поверхностных слоях стали доказано РСА, часть атомов железа замещена никелем. Молибден остается главным образом в твердом растворе, хотя его концентрация изменяется меньше, чем у других элементов. Глубина проникновения серы не превышает 10-20 мкм.

Концентрация углерода вблизи поверхности достигает 1.3%, но уже на расстоянии 10-20 мкм в зависимости от режима насыщения снижается до

Рисунок 4 - Структура поверхностного слоя после сульфокарбонитрирования.

среднего содержания, поэтому вклад углерода в изменение D^ азота не учитывали.

Изучение кинетики насыщения азотом НМС, показало, что сохранение субструктуры мартенсита в процессе обработки способствует снижению энергии активации диффузии азота Q (67 кДж/моль) относительно сталей с преимущественно ферритной структурой (70-80 кДж/моль), что хорошо согласуется с литературными данными.

Исследования размера зерна аустенита проведены для стали 12Х2Г2НМФБ, в случае измельченного зерна аустенита до размера менее 2 мкм мартенсит имел блочно-реечную структуру. Исследования структуры слоев методом оптической микроскопии показали существенное отличие в их строении при слабо отличающейся протяженности. По мере увеличения размера зерна аустенита и связанного с ним размера пакета мартенсита выделения карбонитридов становятся более грубыми и приобретают четко выраженную ориентацию в направлении диффузии насыщающих элементов. Такое расположение выделяющихся фаз обусловлено преимущественной диффузией азота по границам элементов субструктуры, ориентированных перпендикулярно к поверхности. Блочно-реечная структура стали не создала условий для преимущественного направления роста карбонитридов при насыщении.

Распределение микротвердости от поверхности к сердцевине имеет плавный характер. При измерении твердости поверхности образования трещин вблизи отпечатков не обнаружено. Особенности тонкого строения низкоуглеродистого мартенсита оказали слабое влияние на толщину полученных слоев (в отличие от морфологии карбонитридов), составляющих от 30 мкм после насыщения при темпераратуре 500 °С в течение 1 ч до 120 мкм после сульфокарбо-нитрирования 580 °С, 2 ч.

Расчетные значения энергии активации диффузии азота в пакетном и блочно-реечном мартенсите отличаются слабо и составляют примерно 67 кДж/моль-К. Увеличение плотности дислокаций, измельчение зерна, то есть рост в теле количества путей коротких циркуляций, приводит обычно к ускорению диффузии. Энергия активации диффузии по границам и дислокациям значительно меньше энергии активации объемной диффузии. Поэтому при низких температурах диффузия по границам и дислокациям становится особенно заметной. Таким образом, измельчение зерна аустенита стали 12Х2Г2НМФБ должно интенсифицировать процесс насыщения азотом, но отношение энергии активации диффузии по дислокационным трубкам, формирующимся в процессе отпуска пакетного низкоуглеродистого мартенсита, превышает энергию активации по высокоугловым границам, что обуславливает сохранение значений Q практически на одном уровне.

Высокотемпературное насыщение азотом позволяет сократить процесс до 2-3 часов и получать слои глубиной на уровне 1 мм, но возникают проблемы сохранения формы и размеров деталей, т.к. после него требуется закалка в жидкие охлаждающие среды.

В процессе насыщения стали 12Х2Г2НМФБ при температуре 700 °С (а-область) содержания азота на поверхности не достаточно для образования зна-

чительного количества аустенита в поверхностном слое и формирования мартенсита при последующем охлаждении на поверхности. Образуется темный слой, не отличающийся высокой твердостью, протяженностью до 100 мкм, состоящий из карбонитридов, аустенита и отпущенной а-фазы.

Повышение температуры насыщения до 800 °С (верхняя область межкритического интервала температур), приводит к увеличению протяженности диффузионного слоя и снижению количества отпущенной а-фазы. Глубина упрочненных зон после насыщения при 800 и 750 °С соизмеримы. Это обусловлено изменением соотношения а- и у-фаз, при повышении температуры насыщения в межкритическом интервале температур, возрастание энергии активации диффузии элементов внедрения компенсирует влияние температуры.

Насыщение НМС в аустенитной области при температуре 850-900 °С, 2 ч позволило получать более протяженные слои до 300 мкм. Уменьшение скорости охлаждения не изменило структуру и свойства поверхностных слоев. Таким образом, система легирования низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ позволяет реализовать у-»а переход по мартенситному механизму при малых скоростях охлаждения (на воздухе) и в слое с повышенным содержанием азота. Поверхностные слои содержат две основные фазы: а (мартенсит) и у (аустенит), на поверхности - 30 % а-фазы и 70 % у-фазы; на глубине 10-20 мкм - 70 % а-фазы и 30 % у-фазы; на глубине 40-50 мкм менее 10 % аустенита.

Распределение элементов в поверхностных слоях стали 12Х2Г2НМФБ после высокотемпературного насыщения качественно повторяет распределение элементов после низкотемпературного карбонитрирования. Концентрации всех легирующих добавок, за исключением углерода, выравниваются до средних значений на расстоянии от поверхности 30-50 мкм, зона повышенной концентрации углерода (выше марочного состава) ограничена 75 мкм. Протяженность упрочненного слоя - 300 мкм, свидетельствует о доминирующем влиянии диффузии азота.

Изучением насыщающей способности расплавов-определено, что концентрация азотсодержащих соединений не выше 5 % (по массе) обеспечивает получение протяженных, твердых диффузионных слоев без темной составляющей.

Энергия активации диффузии азота в у-фазе по литереатурным данным составляет 118-145 кДж/моль'К. Наследование аустенитом дефектов структуры пакетного мартенсита и значительный фазовый наклеп при сдвиговом а—»у превращении снижает энергию активации диффузии азота в низкоуглеродистом аустените до <2=107 кДж/моль- К.

Высокотемпературное карбонитрирование улучшает не только прочностные характеристики поверхности, но и антикоррозионные. Коррозионное поражение карбонитрированной стали в условиях повышенных значений относительной влажности и температуры без конденсации влаги снижается более чем на порядок относительно горячекатаной.

В пятой главе «Практическая реализация исследований и проведение натурных испытаний деталей винтовых забойных двигателей из низкоуглеродистой мартенситной стали» показано, что применение низкоуглеродистой мар-тенистной стали 12Х2Г2НМФБ взамен среднеуглеродистых 40ХН2МА, 38ХНЭМФА для ответственных деталей винтовых забойных двигателей и разработанная технология термической обработки обеспечивает повышение прочности в 1,5 раза, ударной вязкости и трещиностойкости в 2 раза. Исключение предварительной и окончательной термической обработки позволяет значительно сократить продолжительность изготовления детали, отказаться от применения жидких закалочных сред.

Опытные детали «вал» и «муфта вала» из НМС 12Х2Г2НМФБ успешно выдержали ресурсные испытания на двигателях. В связи с положительными результатами испытаний принято решение о серийном изготовлении деталей «вал» и «муфта вала» из стали 12Х2Г2НМФБ на пермском предприятии ООО «Фирма «Радиус-Сервис».

Расчет экономической эффективности внедрения НМС, проведенный ООО «Фирма «Радиус-Сервис», показал возможность сокращения производственных и эксплуатационных расходов на сумму, превышающую 13,5 млн. руб. в год

ВЫВОДЫ

1. Методом ДСК установлено, что при нагреве НМС превращение начинается по сдвиговому механизму и завершается по диффузионному. Количество аустенита, образованного по обратному мартенситному механизму тем больше, чем выше отпускоустойчивость исходного мартенсита в результате сохранения реечной структуры до завершения а-*у превращения.

2. Высокая температура начала мартенситного превращения низкоуглеродистого аустенита стали 12Х2Г2НМФБ приводит к образованию пакетного мартенсита даже при охлаждении на воздухе благодаря высокой устойчивости переохлажденного аустенита.

3. Сталь 12Х2Г2НМФБ имеет высокий комплекс характеристик, отражающих конструкционную прочность: а„= 1300 МПа, ст0.2= 1065 МПа, КСи = 1,60 МДж/м2, КСУ = 0,92 МДж/м2, КСТ = 0,52 МДж/м2, такое сочетание характеристик механических свойств обеспечивается структурным состоянием после отпуска 250 °С. НМС 12Х2Г2НМФБ обеспечивает в 1,5-2 раза большую вязкость, чем среднеуглеродистые улучшаемые стали типа 40ХН2М, 38ХНЗМФ.

4. Энергия активации диффузии азота в НМС со структурой реечного мартенсита ниже чем в ферритной структуре при низкотемпературном (500-580 ОС) сульфокарбонитрировании. В процессе насыщения в течение 1 - 2 ч формируется нехрупкий диффузионный слой с твердостью до 1000 НУ, протяженностью до 130 мкм. Слой состоит из тонкой зоны оксисульфидов, высокоазотистых соединений (е- и у/-фазы) и зоны внутреннего азотирования, которая включает высокоазотистый мартенсит и остаточный аустенит (до 15-17 %). Измельчение структурных элементов НМС приводит к росту дисперсности карбонитридной фазы в диффузионной зоне.

5. При высокотемпературном карбонитрировании наследование аустени-том дефектов кристаллического строения реечного мартенсита при сдвиговом а—*у превращении способствуют заметному понижению энергии активации диффузии азота в аустените (107 кДж/моль-К) относительно сталей с исходными ферритной и феррито-перлитной структурами (118-145 кДж/моль'К). Диффузионные слои НМС 12Х2Г2НМФБ протяженностью до 0,3 мм формируются за 2 часа. Структура поверхностного слоя, главным образом - мартенсит, менее 10 % остаточного аустенита (на расстоянии от поверхности 40 мкм) и дисперсные карбонитриды.

6. В процессе насыщения НМС в экологически безопасных расплавах солей идет перераспределение легирующих элементов в поверхностном слое. Сильные карбидо- и нитридообразующие элементы и никель имеют повышенную концентрацию вблизи поверхности, концентрации молибдена и марганца слабо зависят от расстояния до поверхности раздела, что указывает на их незначительное участие в образовании дисперсных упрочняющих фаз. Выравнивание концентраций до среднего содержания в стали происходит на расстоянии нескольких десятков микрон от поверхности. Глубина проникновения азота существенно превышает области с повышенной концентрацией других насыщающих элементов: углерода и кремния (в случае высокотемпературного насыщения).

7. Высокая устойчивость азотистого аустенита НМС 12Х2Г2НМФБ исключает эвтектоидный распад и обеспечивает у—>а переход по мартенситному механизму при малых скоростях охлаждения, что приводит к закалке при охлаждении на воздухе непосредственно после ХТО. Скорость охлаждения после насыщения (в исследованных интервалах) практически не влияет на толщину градиентного слоя.

8. Применение НМС 12Х2Г2НМФБ взамен среднеуглеродистых никелевых сталей 40ХН2МА, 38ХНЗМФА для ответственных деталей винтовых забойных двигателей позволило получить значительные технологические и экологические преимущества, повысило конкурентоспособность продукции. Расчет экономической эффективности внедрения НМС и разработанных технологий термического упрочнения в условиях производства ООО «Фирма «Радиус-Сервис» (г. Пермь), показал возможность сокращения производственных и эксплуатационных расходов на сумму, превышающую 13,5 млн. руб. в год.

Основные публикации по теме диссертации:

1. Клейнер Л. М., Ларинин Д. М., Черепахин Е. В., Шацов А. А. Суль-фокарбонитрирование сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита // Физика металлов и металловедение. - 2006. - Т. 102. - вып.5. - С. 563-570. (рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

2. Ларинин Д.М. Клейнер Л. М., Черепахин Е. В., Ряпосов И.В., Шацов А.А Сульфокарбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ// Металловедение и термическая обработка металлов. - 2007. -№ 5. - С.48- 52. (рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

3. Ларинин Д,М., Клейнер Л.М., Шацов A.A. Высокотемпературное азотирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ в нетоксичных расплавах солей// Металловедение и термическая обработка металлов. — 2008. — Ks 10. - С. 48-51. (рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

4. Клейнер Л.М, Ларинин Д.М., Спивак Л.В., Шацов A.A. Фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях И Физика металлов и металловедение. - 2009. - Т. 108. - Вып.2. - С. 161-168. (рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

5. Ларинин Д. М., Клейнер Л. М., Шацов А. А., Черепахин Е. В. Суль-фокарбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // II Международная школа «Физическое материаловедение». XVII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»: сборник тезисов. - Тольятти, 2006. - С. 95.

6. Математическое моделирование сложных систем в металлургии: Методические указания к практическим занятиям / А.А.Шацов, Д.М. Ларинин. Пермский государственный технический университет.. - Пермь, 2006. - 27 с.

7. Ларинин Д.М. Карбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ. / Материалы конференции VII Международная научно-техническая конференция «Уральская школа-семинар металловедов - молодых ученых». 27 ноября - 1 декабря 2006 г. - Екатеринбург, 2006. - С. 44.

8. Клейнер Л.М., Ларинин Д.М., Ряпосов И.В., Шацов A.A. Высокотемпературное карбонитрирование низкоуглеродистых сталей в экологически безопасных расплавах солей / В сб. науч. тр. Современная металлургия начала нового тысячелетия. 4.5. - Липецк: J11 1 У, 2006. - С. 150-156.

9. Ларинин Д.М. Клейнер Л. М., Шацов A.A., Хадеев A.M. Высокотемпературное азотирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ / В кн. XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», посвященная 100-летиюсо дня рождения В.Д.Садовского. Екатеринбург, 4-8 февраля 2008 г.: сборник материалов, УГТУ-УПИ. - Екатеринбург, 2008. - С. 84.

10. Клейнер Л.М., Ларинин Д.М., Хадеев A.M., Шацов A.A. Высокотемпературное карбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ в расплавах солей / Материалы Восьмой ежегодной международной Промышленной конференции «Эффективность реализации научного, ресурсного и промышленного потенциала в современных условиях», 11-15 февраля 2008., п. Славское, Карпаты. - С. 367-368.

11. Клейнер Л.М., Закирова М.Г., Ларинин Д.М. Конструкционные мар-тенситные стали для высокопрочных сварных конструкций / Материалы Восьмой ежегодной международной Промышленной конференции «Эффективность реализации научного, ресурсного и промышленного потенциала в современных условиях», 11-15 февраля 2008., п. Славское, Карпаты. - С. 368-370.

12. Клейнер Л.М., Шацов A.A., Ермолаев A.C., Закирова М.Г., Ларинин Д.М., Ряпосов И.В. Закономерности структурообразовдния, фазовых переходов и диффузии в низкоуглеродистом мартенсите с блочной и блочно-реечной структурой / В сб. Региональный конкурс РФФИ-Урал. Результаты научных

исследований, полученные за 2007 г. Ч. 1. Пермь, Екатеринбург, 2008 г. С. 195199.

13. Андоскин В.Н., Кобелев К.А., Клейнер JI.M., Ларинин Д.М., Шацов А.А. Мартенситные наноструктурированные стали в конструкциях забойных двигателей // Нанотехнологии Экология Производство. № 1 август, 2009. С. 66.

14. Клейнер Л.М., Ларинин Д,М., Спивак Л.В., Закирова М.Г., Шацов А.А. Фазовые превращения в сплаве 07ХЗГНМ // Вестник пермского государственного университета. Физика. - 2009. - Вып.1 (27). - С. 100-103.

Подписано в печать 23.12.09. Формат 60 х 84 '/16. Бумага офсетная. Печать офсетная. Уч.-изд. л. 1,0. Тираж 120 экз. Заказ 809.

Нижегородский государственный технический университет им. Р. Е. Алексеева. Типография НГТУ. 603950, Нижний Новгород, ул. Минина, 24.

Введение

1 Формирование структуры при мартенситном превращении, конструкционная прочность и упрочнение поверхности сталей

1.1 Формирование структуры и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей

1.2 Упрочнение поверхности сталей при диффузионном насыщении азотом и углеродом

1.3 Постановка задачи

2 Материалы и методики исследований

2.1 Методики приготовления опытных образцов и проведения экспериментов

2.2 Изучение микроструктуры

2.3 Электронно-микроскопические исследования 38"

2.4 Дилатометрические исследования

2.5 Магнитометрические исследования

2.6 Дифференциальная сканирующая калориметрия

2.7 Методика рентгеноструктурного анализа

2.8 Методика испытаний на одноосное растяжение

2.9 Методика определения ударной вязкости и трещиностойкости

2.10 Методика дюрометрических исследований

2.11 Методика послойного химического анализа

2.12 Методика определения эффективного коэффициента диффузии и энергии активации

3 Структура и свойства термоупрочненной низкоуглеродистой мартенситной стали

3.1 Состав, фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях

3.2 Конструкционная прочность низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ после закалки и отпуска

4 Карбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ в расплавах солей

4.1 Низкотемпературное насыщение стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита азотом и углеродом

4.2 .Высокотемпературное карбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФБ в экологически безопасных расплавах солей

5 Практическая реализация исследований и проведение натурных испытаний деталей винтовых забойных двигателей из низкоуглеродистой мартенситной стали

5.1 Разработка технического задания на состав и технологию термической обработки заготовок валов винтовых забойных двигателей из стали 12Х2Г2НМФБ

5.2 Результаты натурных испытаний валов винтовых забойных двигателей из стали 12Х2Г2НМФБ

5.3 Результаты натурных испытаний ответственных конструкционных деталей винтовых забойных двигателей относительно небольших габаритов из НМС12Х2Г2НМФБ

Одним из наиболее значительных достижений материаловедения конца XX столетия стало создание мартенситных конструкционных сталей. К классу мартенситных относят мартенситостареющие и низкоуглеродистые мартенсит-ные стали (НМС). До последнего времени мартенситостареющие обеспечивали рекордные показатели конструкционной прочности, а НМС - наилучшее отношение цена/качество. Одно из направлений дальнейшего прогресса мартенситных сталей связано с повышением конструкционной прочности рационально легированных НМС. Альтернативой мартенситным являются улучшаемые стали. Стали со структурой низкоуглеродистого пакетного мартенсита (в сравнении со сталями со структурой сорбита отпуска) обеспечивают более высокую конструкционную прочность в сложных условиях нагружения (сложнонапря-женное состояние, динамический характер нагружения, низкие температуры эксплуатации) и обладают существенными преимуществами при химико-термическом воздействии. Легирование низкоуглеродистых мартенситных сталей позволяет реализовать мартенситное превращение в крупногабаритных изделиях при замедленном охлаждении на спокойном воздухе и, в результате, отказаться от использования экологически опасных закалочных сред.

Для целенаправленного изменения структуры необходимо знать закономерности ее формирования при нагреве и охлаждении. НМС обладают высокой устойчивостью переохлажденного аустенита в интервале температур нормального и промежуточного превращений, что позволяет получать структуру низкоуглеродистого пакетного мартенсита при достаточно высоких температурах, Мн= 400-380 °С.

Традиционно для большинства используемых в машиностроении конструкционных сталей после закалки на мартенсит проводят высокий отпуск, целью которого является получение структуры сорбита отпуска с характерным комплексом свойств, обеспечивающим работоспособность. Для сталей со структурой низкоуглеродистого пакетного мартенсита характерна высокая конструкционная прочность в свежезакаленном и низкоотпущенном состоянии.

Сохранение субструктуры пакетного мартенсита при нагреве до критических температур обеспечивает отпускоустойчивость НМС. Это оказывает существенное влияние на механизм а—>у превращения, структуру и свойства ау-стенита.

Потеря работоспособности подавляющего большинства конструкций связана с изнашиванием при трении. Повышение долговечности в этом случае достигают за счет упрочнения поверхности изделий. Химико-термическая обработка (ХТО) низкоуглеродистых мартенситных сталей в газообразных насыщающих средах исследована для процессов цементации, азотирования и нит-роцементации. Насыщение элементами внедрения в жидких расплавах позволяет интенсифицировать процесс обеспечить высокую скорость нагрева и равномерный нагрев, регулировать в широких пределах скорость охлаждения после обработки. Применяемые в настоящее время жидкие среды часто являются вредными для здоровья человека и окружающей среды. Поэтому представляется целесообразным использование для насыщения новых экологически безопасных расплавов солей, новые технологии имеют и значительные экономические преимущества.

Тематика диссертации соответствует Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ и Перечню критических технологий РФ. Работа выполнена при поддержке Фонда содействия развитию малых форм предприятий в научно-технической сфере, государственный контракт № 4293р/6718, гранта РФФИ 07-08-96007-рурала, гранта РФФИ 09-08-99001-рофи, аналитической ведомственной целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы» (раздел «Проведение фундаментальных исследований в области технических наук», № 2.1.2/1225).

Целью данной работы является исследование закономерностей структуро-образования и формирования свойств при термической и химико-термической обработках низкоуглеродистых мартенситных сталей повышенной конструкционной прочности и технологичности.

Для достижения указанной цели в работе поставлены следующие задачи:

1 Исследовать фазовые превращения НМС при термическом воздействии в широких температурно-временных интервалах. Изучить структуру и механические свойства НМС 12Х2Г2НМФБ после термической обработки.

2 Исследовать закономерности формирования структуры, фазового и химического состава, свойств градиентных слоев, образующихся при низко (до 600 °С) и высокотемпературном насыщении НМС 12Х2Г2НМФБ в расплавах солей.

3 Провести апробацию разработанных технологических параметров в производственных условиях и испытания изделий.

Положения, выносимые на защиту:

1 Превращение а—>у в низкоуглеродистых сталях со структурой пакетного мартенсита происходит в два этапа: по сдвиговому, а затем по диффузионному механизмам при нагреве. Сдвиговое а—>у превращение реализуется в большей степени при аустенитизации отпускоустойчивых НМС.

2 Структура пакетного мартенсита, сформированная при охлаждении в широких интервалах скоростей, в том числе на воздухе, с температур горячей деформации НМС 12Х2Г2НМФБ обеспечивает высокую конструкционную прочность, характеристики вязкости в 1,5-2 раза превосходят аналогичные показатели сталей типа 40ХН2М, Э8ХНЗМФ со структурой сорбита отпуска.

3 Кинетические параметры процесса диффузионного насыщения элементами внедрения в расплавах на основе цианата калия низкоуглеродистого мартенсита с различной морфологией и размерами реек.

4 Структура и закономерности формирования градиентных слоев при высокотемпературном диффузионном насыщении низкоуглеродистого аусте-нита азотом, углеродом и кремнием в экологически безопасных расплавах солей на основе хлоридов и карбонатов калия и натрия с добавками азотсодержащих соединений.

5 Параметры технологических процессов термической и химико-термической обработок стали 12Х2Г2НМФБ.

Научная новизна:

1 Методом ДСК установлено, что при нагреве с умеренными (10 °С/мин) скоростями НМС с исходно мартенситной структурой превращение начинается по сдвиговому механизму и продолжается диффузионным путем. Долю аусте-нита, образованного по обратному мартенситному механизму определяет количество низкотемпературной фазы, сохранившей реечную структуру до завершения а—>у превращения.

2 Пакетный мартенсит, образованный при закалке НМС 12Х2Г2НМФБ и низком (до 250 °С) отпуске обладает максимальной конструкционной прочностью.

3 Определены кинетические параметры процесса насыщения азотом низкоуглеродистого мартенсита. Сохранение в процессе низкотемпературного насыщения реечной и блочно-реечной субструктуры низкоуглеродистого мартенсита приводит к уменьшению энергии активации диффузии азота относительно других типов структур сталей. Уменьшение размеров зерен аустенита и элементов структуры мартенсита слабо влияет на протяженность градиентных слоев, но приводит к существенному диспергированию карбонитридной фазы в диффузионной зоне.

4 При исследовании высокотемпературного насыщения низкоуглеродистой мартенситной стали в жидких экологически безопасных средах экспериментально доказано отсутствие эвтектоидного распада независимо от скорости охлаждения (V) в интервале варьирования V = 600.30 °С/с. Обнаружено снижение значений энергии активации диффузии азота в низкоуглеродистом ау-стените, наследующем субструктуру пакетного мартенсита. Установлено, что поверхность содержит а-фазу, не более 10 % у-фазы и карбонитриды.

5 Экспериментально доказано увеличение в процессе насыщения (низко-и высокотемпературного) концентрации карбидообразующих элементов и никеля в подповерхностных слоях. Распределения легирующих элементов после проведения насыщения в аустените качественно повторяют зависимости, характерные для низкотемпературного карбонитрирования мартенсита при более широких интервалах выравнивания концентраций.

Практическая значимость работы состоит в том, что разработаны режимы термической обработки, повышающие конструкционную прочность НМС, на основании установленных в работе закономерностей фазовых превращений и формирования структуры. Созданные технологические процессы позволяют применять НМС 12Х2Г2НМФБ взамен среднеуглеродистых сталей 40ХН2М, 38ХШМФ, снизить деформацию и коробление при термообработке, исключить использование экологически вредных жидких охлаждающих сред (минеральные масла, щелочи), улучшить качество поверхности, снизить массу изделий, повысить конкурентоспособность продукции. Технологический процесс внедрен в серийное производство деталей (вал, муфта вала) винтовых забойных двигателей на предприятии ООО «Радиус-Сервис». Предложены рациональные экологически безопасные технологии упрочнения нового класса сталей (низкоуглеродистых мартенситных) в температурных интервалах 500 - 580 °С (структура стали мартенсит) и 800 - 900 °С (структура стали аустенит). Новые технологические процессы обеспечивают высокие механические свойства поверхности и сердцевины после относительно непродолжительной обработки. Высокая устойчивость аустенита диффузионного слоя и сердцевины позволяет совместить высокотемпературное карбонитрирование с закалкой на воздухе. Высокотемпературное карбонитрирование обеспечило повышение более чем на порядок коррозионной стойкости деталей при испытаниях в условиях повышенных влажности и температуры без конденсации влаги.

Основные результаты работы доложены и обсуждены на следующих конференциях: II Международной школе «Физическое металловедение» и XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006 г; VII Международной научно-технической конференции «Уральская школа-семинар металловедов -молодых ученых», Екатеринбург, 2006 г; III Международной школы-конференции «Физическое материаловедение: «Наноматериалы технического и медицинского назначения», проходившей 24-28 сентября 2007 в городах Самаре, Тольятти, Ульяновске; XIX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», посвященной 100-летию со дня рождения академика В.Д. Садовского, г. Екатеринбург, 2008 г; Восьмой ежегодной международной Промышленной конференции «Эффективность реализации научного, ресурсного и промышленного потенциала в современных условиях», п. Славское, Карпаты, 11-15 февраля 2008.

По теме диссертации опубликовано 12 печатных работ, в том числе 4 статьи в журналах, рекомендованных ВАК.

Автор выражает благодарность д.т.н., профессору Клейнеру JI.M., к.т.н. Иванову A.C., д.ф.-м.н., профессору Спиваку JI.B. и сотрудникам кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» Пермского государственного технического университета за помощь и поддержку, оказанные при выполнении работы.

Общие выводы по работе:

1 Методом ДСК установлено, что при нагреве НМС превращение начинается по сдвиговому механизму и завершается по диффузионному. Количество аустенита, образованного по обратному мартенситному механизму тем больше, чем выше отпускоустойчивость исходного мартенсита в результате сохранения реечной структуры до завершения а—>у превращения.

2 Высокая температура начала мартенситного превращения низкоуглеродистого аустенита стали 12Х2Г2НМФБ приводит к образованию пакетного мартенсита даже при охлаждении на воздухе благодаря высокой устойчивости переохлажденного аустенита.

3 Сталь 12Х2Г2НМФБ имеет высокий комплекс свойств, характеризующих конструкционную прочность: ав = 1300 МПа, а02 = 1065 МПа, КСи = 1,60 МДж/м2, КСУ = 0,92 МДж/м2, КСТ = 0,52 МДж/м2. Максимальная конструкционная прочность закаленной НМС 12Х2Г2НМФБ обеспечивается структурным состоянием после отпуска 250 °С. НМС 12Х2Г2НМФБ обеспечивает в 1,5-2 раза большую вязкость, чем среднеуглеродистые улучшаемые стали типа 40ХН2М, 38ХНЗМФ.

4 Энергия активации диффузии азота в НМС со структурой реечного мартенсита ниже чем в ферритной структуре при низкотемпературном (500580 °С) сульфокарбонитрировании. В процессе насыщения в течение 1 - 2 ч формируется нехрупкий диффузионный слой с твердостью до 1000 НУ, протяженностью до 130 мкм. Слой состоит из тонкой зоны оксисульфидов, высокоазотистых соединений (е- и /-фазы) и зоны внутреннего азотирования, которая включает высокоазотистый мартенсит и остаточный аустенит (до 15-17 %). Измельчение структурных элементов НМС приводит к росту дисперсности карбонитридной фазы в диффузионной зоне.

5 При высокотемпературном карбонитрировании наследование аустенитом дефектов кристаллического строения реечного мартенсита при сдвиговом а—>у превращении способствуют заметному понижению энергии активации диффузии азота в аустените (107 кДж/моль-К) относительно сталей с исходными ферритной и феррито-перлитной структурами (118-145 кДж/моль-К). Диффузионные слои НМС 12Х2Г2НМФБ протяженностью до 0,3 мм формируются за 2 часа. Структура поверхностного слоя, главным образом - мартенсит, менее 10 % остаточного аустенита (на расстоянии от поверхности 40 мкм) и дисперсные карбонитриды.

6 В процессе насыщения НМС в расплавах солей идет перераспределение легирующих элементов в поверхностном слое. Сильные карбидо- и нитридообразующие элементы и никель имеют повышенную концентрацию вблизи поверхности, концентрации молибдена и марганца слабо зависят от расстояния до поверхности раздела, что указывает на их незначительное участие в образовании дисперсных упрочняющих фаз. Выравнивание концентраций до среднего содержания в стали происходит на расстоянии нескольких десятков микрон от поверхности. Глубина проникновения азота существенно превышает области с повышенной концентрацией других насыщающих элементов: углерода и кремния (в случае высокотемпературного насыщения).

7 Высокая устойчивость азотистого аустенита НМС 12Х2Г2НМФБ исключает эвтектоидный распад и обеспечивает у—ж переход по мартенситному механизму при малых скоростях охлаждения, что приводит к закалке при охлаждении на воздухе непосредственно после ХТО. Скорость охлаждения после насыщения (в исследованных интервалах) практически не влияет на толщину градиентного слоя.

8 Применение НМС 12Х2Г2НМФБ взамен среднеуглеродистых никелевых сталей 40ХН2МА, 38ХНЗМФА для ответственных деталей винтовых забойных двигателей позволило получить значительные экономические, экологические и технологические преимущества, повысило конкурентоспособность продукции.

В работе исследованы фазовые превращения низкоуглеродистых мартенситных сталей при термическом воздействии в широких температурно-временных интервалах. Изучена структура и механические свойства НМС после термической обработки. Исследованы закономерности формирования структуры, фазового и химического состава, свойств градиентных слоев, образующихся при низко- и высокотемпературном насыщении НМС в экологически безопасных расплавах солей. Таким образом, задачи, поставленные в работе, решены в полном объеме.

В результате проведенных исследований разработана технология термической обработки НМС 12Х2Г2НМФБ: закалка с низким отпуском, обеспечивающая повышение прочности, вязкости и трещиностойкости в 1,52 раза, относительно среднеуглеродистых сталей типа 40ХН2М, 38ХНЭМФ в, деталях винтовых забойных двигателей.

Разработанные экологически безопасные технологии низко- и высокотемпературной химико-термической обработки могут найти применение для упрочнения поверхности и повышения конструкционной прочности стальных изделий.

Расчет экономической эффективности внедрения НМС 12Х2Г2НМФБ взамен сталей 40ХН2МА, 38ХНЗМФА на предприятии ООО «Фирма «Радиус-Сервис» показал возможность сокращения, производственных и эксплуатационных расходов на сумму, превышающую 13,5 млн. руб. в год.

Настоящая диссертационная работа продолжает исследования, проводимые в последние годы на кафедре «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» ПГТУ. Тематика диссертации соответствует

Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ и Перечню критических технологий РФ. Полученные результаты превосходят известные ранее НМС по конструкционной прочности при выполнении требований по экологической безопасности термической и химико-термической обработок.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Брик В.Б. Диффузия и фазовые превращения в металлах и сплавах. -Киев: Наук. Думка, 1985. 232 с.

2. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. М.: Металлургиздат, 1962. - 268 с.

3. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. М.: Атомиздат, 1978.-352 с.

4. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. - 542 с.

5. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали. М.: Наука и технологии, 2002. - 519 с.

6. Зельдович В.И., Хомская И.В. Влияние скорости нагрева и исходной структуры на процесс образования аустенита в низкоуглеродистых сплавах Fe 6% Ni // Физика металлов и металловедение. - 1988. - Т. 65. - № 2. - С. 365-374.

7. Зельдович В.И., Хомская И.В., Ринкевич О.С. Образование аустенита в низкоуглеродистых железоникелевых сплавах // Физика металлов и металловедение. 1992. - № 3. - С. 5-28.

8. Зельдович В.И., Хомская И.В., Демчук K.M., Мартемьянов А.Н. Образование линзовидных кристаллов аустенита при нагреве под давлением // ДАН СССР. 1989. - Т. 305. - № 5. - С. 1116-1120.

9. Хомская И.В. Образование аустенита под действием высоких статических и динамических давлений / В сб. тр. Развитие идей академика

10. B.Д. Садовского. Екатеринбург, 2008. С. 273-294.

11. Кардонский В.М., Рощина Т.В., Изумова Л.И. Скорость роста у-фазы в железе // Физика металлов и металловедение, 1969. - Т. 29 - № 5.1. C. 842-848.

12. Кидин И.Н., Штремель М.А., Лизунов В.И. Сдвиговой механизм полиморфного превращения при нагреве отожженного хромистого железа // Физика металлов и металловедение. 1966. - Т. 21. - № 4. - С. 586-594.

13. Леонтьев Б.А., Григоренко В.М. О механизме а—>у превращения в стали / В сб. Структурные и фазовые превращения при нагреве стали и сплавов. Пермский политехнический институт. 1969. — 4.1. С.41-45.

14. Зельдович В.И., Хомская И.В., Садовский В.Д. Образование видманштеттовой структуры аустенита// ДАН СССР. 1988. - Т. 299. - № 1. -С. 119-122.

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

16. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Механизм структурной наследственности в сталях с иходной перлитной структурой // Физика металлов и металловедение. 1977. - Т. 48. — № 2. — С. 358-366.

17. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. М.: Металлургия, 1982. - 128 с.

18. Попов A.A. Фазовые превращения в металлических сплавах. М.: Металлургиздат, 1963. - 311 с.

19. Садовский В.Д., Яковлева И.Л., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И. Лазерный нагрев и структура стали. Свердловск: УрО ФН СССР, 1989. -100 с.

20. Лясоцкий И.В., Штанский Д.В. Изменение структуры в нелегированных сталях со структурой пластинчатого перлита при лазерном нагреве // Физика металлов и металловедение. 1991. -№ 5. - С. 122-129.

21. Лясоцкий И.В., Штанский Д.В. Экспериментальное исследование кинетики аустенитизации перлита при лазерном нагреве легированных сталей типа ШХ15 // Физика металлов и металловедение. 1991. - № 12. - С. 111-118.

22. Яковлева И.Л., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И. Экспериментальное наблюдение бездиффузионного образования аустенита в стали с перлитной структурой при лазерном нагреве // Физика металлов и металловедение. 1993. - Т. 76. - № 2. - С. 86-98.

23. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л., Окишев К.Ю.,, Табатчикова Т.И., Хлебникова Ю.В. Перлит в углеродистых сталях. -Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 311 с.

24. Прохазка Я., Мароти К.Г. Об обратном мартенситнои превращении феррита в аустенит // Металловедение и термическая обработка металлов. — 1991.-№7.-С. 4.

25. Югай С.С., Клейнер Л.М., Шацов A.A., Митрохович H.H. Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2004. № 12. - С. 24— 29.

26. Зельдович В.И. Три механизма образования аустенита и структурная наследственность в сплавах железа / В сб. тр. Развитие идей академика В.Д. Садовского. Екатеринбург, 2008. С. 84—98.

27. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. и др. Непосредственное наблюдение процессов превращений при нагреве сталей вколонне электронного микроскопа // Изв. АН СССР. Металлы. 1982. - Вып. З.-С. 76-88.

28. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. и др. Прямое наблюдение в электронном микроскопе структурных и фазовых превращений при нагреве армко-железа и стали // Изв. вузов. Черная металлургия. 1990. -№9. -С. 60-63.

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

30. Прокошкина В.Г., Капуткина Л.М., Мозжухин В.Е. Структура мартенситностареющей стали после ВТМО и повторной закалки // Изв. вузов. Черная металлургия, 1981. № 3. - С. 126-131.

31. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Никишов H.A. Непосредственное наблюдение процессов превращений при нагреве сталей / В кн.: Достижение в металловедении и прогрессивные методы термической обработки. Пермь: Изд. ППИ, 1981.-С. 3-7.

32. Печеркина Н.Л., Сагарадзе В.В., Васечкина Т.П. О наследовании дислокационной структуры при оцк-гцк превращении в процессе нагрева // Физика металлов и металловедение. 1988. - Т. 66. - вып. 4. - С. 750-757.

33. Сагарадзе В.В., Данильченко В.Е., Леритье Ф. Фазовый наклеп и образование нанокристаллического Fe-Ni-аустенита при мартенситных а—>у—»а-превращениях // Физика металлов и металловедение. 2001. - Т.92. - № 4. — С. 56-70.

34. Bhadeshia H.K.D.H. Bainite in steels. 2nd edition. The University Press, Cambridge, 2001.454 р.

35. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. - 238 с.

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

37. Roitburd A.L., Kurdumov G.V. The Nature of Martensitic Transformation//Mat. Sei. Eng. 1979. V. 39. P. 141-167.

38. Иванов Ю.Ф., Конева H.A., Козлов Э.В. Структурно-концентрационные диаграммы мартенситных превращений в сплавах железа и сталях // Металловедение и термическая обработка металлов. 1989. - № 2.- С. 2-4.

39. Иванов Ю.Ф. Электронно-микроскопические исследования структуры и фазового состава цементованного слоя стали 20Х2Н4М // Изв. вызов. Черная металлургия. 1990. - № 6. - С. 55-56.

40. Иванов Ю.Ф. Роль размерного и химического факторов в формировании пакета мартенсита // Вестник РАЕН РФ. 1996. - Вып. 3. - С. 110-120.

41. Бернштейн М.Л., Спектор Я.И., Дягтерев В.Н. Влияние температуры аустенизации и горячей деформации на структуру и механические свойства стали 40ХН2МА // Физика металлов и металловедение. 1982. - Т. 53. - № 1.- С. 68-75.

42. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Объемная и поверхностная закалка конструкционной стали морфологический анализ структуры // Изв. вузов. Физика. - 2002. - № 3. - С. 5-23.

43. Вознесенский В.В., Изотов В.И., Добриков A.A., Козлов А.П. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести закаленной на мартенсит стали // Физика металлов и металловедение. 1975. - Т. 40. - № 1. - С. 92-101.

44. Иванов Ю.Ф. Влияние размера зерна исходного аустенита на структуру пакетного мартенсита сталей и сплавов железа // Изв. вузов. Черная металлургия. 1995. - № 12. - С. 33-38.

45. Иванов Ю.Ф. Влияние технологических параметров на размерную однородность пакетного мартенсита // Физика металлов и металловедение. -1992.-№9.-С. 57-63.

46. Бернштейн M.JL, Займовский В.А., Капуткина JIM. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. - 480 с.

47. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния скорости охлаждения на параметры структуры стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1991. -№ 6. - С. 50-51.

48. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический анализ мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // Изв. Вузов. Черная металлургия. -1991.-№8.-С. 38-41.

49. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование параметров аустенизации на морфологию мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // Физика металлов и металловедение. -1991.-№11.- С.202-205.

50. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Структурная и морфологическая неоднородность закаленной конструкционной стали / Структура и конструктивная прочность стали. Новосибирск: НЭТИ, 1989. - С. 125-130.

51. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа // Физика металлов и металловедение. — 1972. Т 34. - № 2. -С. 332-338.

52. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. -Киев: Наукова думка, 1978. 262 с.

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

54. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология мартенситной фазы в низко-и среднеуглеродистых сталях // Термическая обработка и физика металлов. -1990. -№ 15.-С. 27-34.

55. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Многоступенчатая схема мартенситного превращения низко- и среднеуглеродистых малолегированных сталей // Материаловедение. 2000. - № 11. - С. 33-37.

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

57. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. 2-е изд., перераб. и доп. М.: МИСиС, 1999. - 408 с.

58. Климашин С.И. Влияние термической обработки на морфологию мартенсита и эволюцию дефектной структуры литой среднелегированной конструкционной стали. Автореф. дис. канд. техн. наук. Новокузнецк, 2006. -18 с.

59. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.: Металлургия, 1973. 584 с.

60. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного мартенсита.// Физика металлов и металловедение. 1972. - Т. 34. - № 1. - С. 123-132.

61. Штремель М. А., Карабасова JI. В., Жарикова О. Н. Преобладающие ориентировки плоскости габитуса кристаллов мартенсита // Физика металлов и металловедение. 1974. - Т. 37. - № 5. - С. 1037-1042.

62. Счастливцев В.М., Блинд Л.Б., Родионов Д.П., Яковлева И.Л. Структура пакета мартенсита в конструкционных сталях // Физика металлов и металловедение. 1988. - Т. 66. - Вып. 4. - С. 759-768.

63. Счастливцев В.М. Особенности структуры и кристаллографии реечного мартенсита в сталях / В сб. Перспективные материалы Структура и методы исследования / Под ред. Д.Л. Мерсона. ТГУ, МИСиС, 2006. 536 с.

64. Андреев Ю. Г., Заркова Е. И., Штремель М. А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. I. Границы между кристаллами в пакете // Физика металлов и металловедение. 1990. - Т. 69. - № 3. - С 161-167.

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

66. Иванов Ю.Ф. Влияние степени легированности материала на структуру пакетного мартенсита сплавов железа и сталей // Изв. Вузов. Черная металлургия. 1995. - № 10. - С. 52-54.

67. Родионов Д.П., Счастливцев В.М., Степанова H.H., Смирнов Л.В. Форма мартенситных кристаллов в пакетном (реечном) мартенсите // Физика металлов и металловедение. 1986. - Т. 61. - № 1. - С. 115-120.

68. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. II. Границы между пакетами // Физика металлов и металловедение. 1990. - № 3. - С. 168-172.

69. Счастливцев В.М. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталей // Физика металлов и металловедение. 1974. - Т. 38. - № 4. - С. 793-802.

70. Счастливцев В.М., Копцева Н.В., Артемова Т.В. Электронно-микроскопическое исследование структуры в малоуглеродистых сплавах железа // Физика металлов и металловедение. — 1976. Т. 41. - № 5. - С. 1251-1260.

71. Этерашвили Т.В., Утевский Л.М., Спасский М.Н. Строение пакетного мартенсита и локализация остаточного мартенсита в конструкционной стали // Физика металлов и металловедение. 1979. - Т. 48. - № 4. - С. 807-815.

72. Георгиев М.Н., Межова Н.Я., Минаев В.Н., Симонов Ю.Н. Структурные аспекты циклической трещиностойкости закаленных и отпущенных сталей // Физико-химическая механика материалов. 1985. - Т. 21.-№5.-С. 48-53.

73. Smith D.W., Hanemann R.F. Influence of structural parameters on the yield strength of tempered martensite and lower bainite // Iron and Steel Inst., 1971, 209, №6, p. 476-481.

74. Саррак В. И., Суворова С. О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите // Физика металлов и металловедение. 1968. -Т. 26. - Вып. 1. -С. 147-156.

75. Карабасова Л.В., Спасский М.Н., Штремель М.А. Иерархия структуры малоуглеродистого мартенсита // Физика металлов и металловедение. 1974. - Т. 37. - № 6. - С. 1238-1248.

76. Этерашвили Т.В., Хасия Н.И. Строение мартенситного пакета и внутренние напряжения // Физика металлов и металловедение. 1989. - Т. 67. - № 2. - С. 328-333.

77. Кидин И.Н., Штремель М.А., Карабасова Л.В., Исакина В.Н. Сравнение факторов упрочнения безуглеродистого мартенсита // Физика металлов и металловедение. 1972. - Т. 34. - № 1. - С. 208-211.

78. Клейнер Л.М., Шацов A.A. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса. Пермь: Изд-во Перм. гос. техн. ун-та, 2008. - 303 с.

79. Попова Л.Е., Попов А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. 3-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1991. -503 с.

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

81. Вылежнев В.П., Саррак В.И., Энтин Р.И. Влияние концентрации углерода и температуры отпуска стали на сопротивление распространению трещины // Физика металлов и металловедение. — 1971. Т 31. — № 1. - С. 152-157.

82. Едернал А.Ф., Изотов В.И., Клейнер Л.М., Коган Л.И., Колонцов В.Ю., Смиренская Н.А., Энтин Р.И. Низкоуглеродистые мартенситные стали // Проблемы металловедения и физики металлов. 1972. — № 1. - С. 123-134.

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

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

85. Мельников Н.П., Гладштейн Л.И., Горицкий В.М., Энтин Р.И., Коган Л.И., Клейнер Л.М., Шнейдеров Г.Р., Богданов В.И. Низкоуглеродистая мартенситная хромоникельмолибденовая сталь // Металлы.- 1983.-№2.-С. 112-119.

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

87. Энтин Р.И., Панкова М.Н., Успенская С.В., Клейнер Л.М., Орлов Л.Г. Структура и свойства некоторых низкоуглеродистых легированныхсвариваемых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. -1991. -№ 6. С. 31-33.

88. Клейнер JI.M., Алешин В.А., Толчина И.В., Клемперт Е.Д., Сюзева Е.Б. Анализ технологии и свойств высокопрочных насосно-компрессорных труб // Сталь. 1996. - № 9. - С. 63-65.

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

90. Клейнер JI.M., Толчина И.В., Пиликина Л.Д., Пашков С.М., Митрохович H.H., Коковякина С.А., Симонов Ю.Н. Экологически чистые технологии термического производства / Справочный руководящий технический материал. Перм. гос. техн. ун-т. Пермь, 1999. -22 с.

91. Сталь на рубеже столетий. Колл. Авторов. / Под научной редакцией Ю.С. Карабасова. М.: МИСиС. 2001. - 664 с.

92. Клейнер JI.M., Дружинин Ю.В., Рыбкин А.Н., Толчина И.В. Производство высокопрочного листа из малоуглеродистых мартенситных сталей // Сталь. 1995. - № 5. - С. 72-73.

93. A.c. 697597. С 22 С 38/44. Конструкционная сталь / JI.M. Клейнер, Ф.М. Мурасов, Л.Д. Пиликина, И.А. Крон, Л.И. Коган, Р.И. Энтин. 1979, БИ. №42.

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

95. Георгиев, М.Н., Клейнер Л.М., Пиликина Л.Д., Симонов Ю.Н. Трещиностойкость малоуглеродистой мартенситной стали // Физико-химическая механика материалов. 1987. - № 2. - С. 79-84.

96. Гутман Э.М., Абдулин И.Г., Клейнер Л.М. Применение безникелевых малоуглеродистых мартенситных сталей для глубинонасосных штанг // Физико-химическая механика материалов. 1979. - № 1 (отдельный выпуск). - С.67-68.

97. Пат. 1790622 СССР. С 22 С 38/50. Сталь / Л.М. Клейнер, И.В. Толчина, В.М. Архипов, Л.И. Эфрон, С.И. Тишаев, М.П. Усиков, В.К. Некрасов, Л.Д. Пиликина. 1993. БИ №3.

98. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н., Яковлева И.Л. Особенности у—>а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ // Физика металлов и металловедение. 2002. - Т. 93. - № 1. - С. 90-93.

99. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Особенности формирования структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // Металловедение и термическая обработка металлов. 2003. - № 3. - С. 10-12.

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

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

102. Гладштейн Л.И., Энтин Р.И., Литвиненко Д.А., Коган Л.И., Бобылева Л.А., Никольский О.И., Клейнер Л.М., Панкова М.И. Низкоуглеродистая свариваемая мартенситная сталь с малыми добавками ванадия и азота // Металлы. 1987. - № 3. - С. 88-91.

103. Югай С.С., Клейнер Л.М., Шацов A.A., Митрохович H.H. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ при закалке // Физика металлов и металловедение. 2004. - Т. 97.-№ 1.-С. 107-112.

104. Александров C.B., Хулка К., Степашин A.M., Морозов Ю.Д. Влияние марганца и ниобия на свойства низколегированных сталей // Физика металлов и металловедение. 2005. - № 11. - С. 17-21.

105. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургиздат, 1959. - Т.1. -366 с.

106. Коган Я. Д. Краткий исторический обзор // Металловедение и термическая обработка металлов. 1974. - №3. - С. 2 - 5.

107. Чаттерджи-Фишер Р., Эйзел Ф.-В. и др. Азотирование и карбонитрирование. Пер. с нем. / Под ред. Супова А. В. М.: Металлургия, 1990.-280 с.

108. Герасимов С.А., Жихарев А.В., Березина Е.В., Зубарев Г. И., Пряничников В. А. Новые идеи о механизме образования структуры азотированных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. -2004. -№1. — С. 13-17.

109. Кибальникова О. В., Михайлова А. М., Серянов Ю. В., Баскаков А. В. Влияние магнитного поля на азотирование сталей системы Бе — № Сг //Физика и химия обработки материалов. - 2002. — №3. - С. 86 - 89.

110. Бутенко О.И., Крымский Ю.Н., Лахтин Ю.М. Использование тлеющего разряда для химико-термической обработки // Металловедение и термическая обработка металлов. 1967. - №3. - С. 7 - 10.

111. Лахтин Ю.М. Высокотемпературное азотирование // Металловедение и термическая обработка металлов. 1991. - №2. - С. 25-29.

112. Прокошкин Д.А. Химико-термическая обработка металлов -карбонитрация. -М.: Металлургия, Машиностроение, 1984. 240 с.

113. Прженосил Б. Нитроцементация, Л., Машиностроение, 1969. -210с.

114. Лахтин Ю.М., Сологубова Н.И. Влияние строения нитроцементованного слоя на свойства конструкционных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1991. - №7. - С. 26-27.

115. Лахтин Ю.М., Hey строев Г.Н., Ботов В.М. Низкотемпературная комбинированная нитроцементация сталей с закалкой поверхностного слоя // Металловедение и термическая обработка металлов. — 1974. — №10. — С. 8-11.

116. Борисенок Г. В., Васильев Л. А., Ворошнин Л. Г. и др., Химико-ткрмическая обработка металов и сплавов. / Справочник. М.: Металлургия, 1981.-424 с.

117. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Шписс Г.И., Бемер 3. Теория и технология азотирования. М.: Металлургия, 1991. - 320 с.

118. Фунатани К. Низкотемпературное азотирование сталей в соляных ваннах // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. - №7. -С. 12-17.

119. Криулин A.B., Пепеляев В.В. Нетоксичные соляные ванны для низкотемпературного цианирования и сульфоцианирования сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. - №1. - С. 11-14.

120. Куликов А.И. Нитроцементация металлов и сплавов в нетоксичных жидких средах // Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. - №7. - С. 9.

121. Куликов А.И. Новая нетоксичная ванна для низкотемпературной нитроцементации металлов и сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2001. - №1. - С. 20-21.

122. Иванов A.C., Быкова А. П. Исследование двухслойных боридно-цементованных покрытий на низкоуглеродистых мартенситных сталях // Физика металлов и металловедение. 2005. - Т 100. - №1. - С. 57-64.

123. Иванов A.C., Коковякина С.А., Козлова Е.Р. Особенности формирования структуры науглероженного слоя в процессе цементации низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // Физика металлов и металловедение. 2009. - Т. 107. - № 5. - С. 520-527.

124. Югай С.С., Клейнер JIM., Шацов A.A. Структура и свойства азотированной низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // Физика металлов и металловедение. 2005. - Т 99. - №1. - С. 110-115.

125. Пат. 2314361 РФ, МПК С 22 С 38/58. Высокопрочная, свариваемая сталь с повышенной прокаливаемостью / JI.M. Клейнер, И.В. Толчина, A.A. Шацов. 2008. БИ№ 1.

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

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

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

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

130. Уманский Я.С., Финкелыптейн Б.Н., Блантер М.Е. и др. Физические основы металловедения / М.: Государственное научно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1955, 724 с.

131. Термическая обработка в машиностроении: Справочник / Под. Ред. Ю. М. Лахтина, А. Г. Рахштадта. М.: Машиностроение, 1980. - 783 с.

132. Борисов И.А. Влияние углерода, хрома и никеля на а-^у-превращение и свойства Cr-Ni-Mo-V-сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. - № 3. - С. 7-9.

133. Богачев И.Н., Чарушникова Г.А., Овчинников В.В., Литвинов B.C. Исследование расслоения в стали Г8 в интервале необратимой отпускной хрупкости // Физика металлов и металловедение. 1975. - Т. 39. - № 6. - С. 1269-1274.

134. Овчинников В.В., Литвинов B.C., Чарушникова Г.А. Мессбауэровское исследование природы необратимой отпускной хрупкости железомарганцевых сплавов // Физика металлов и металловедение. 1978. -Т. 47.-№5.-С. 1099- 1102.

135. Литвинов B.C., Каракшиев В.Д., Хазыев М.С. Мессбауэровское исследование мартенсита марганцевых и никелевых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. — 1977. № 6. - С. 14 -17.

136. Ермаков Б.С., Колчин Г.Г. Влияние химического состава на формирование структуры и свойства термически обработанных конструкционных сталей. Л.: ЛДНТП, 1989. - 28 с.

137. Горынин И.В., Рыбин В.В., Малышевский В.А., Хлусова Е.И. Принципы легирования, фазовые превращения, структура и свойства, хладостойких свариваемых судостроительных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. - № 1. - С. 9-15.

138. Золотов А. М., Рыбин М. Ю., Орлов В. В. Возможности ускоренного охлаждения горячекатаного толстого листа // Металлообработка. 2005. - № 2 (26).-С. 23-25.

139. Хлусова Е.И., Круглова A.A., Орлов В.В. Влияние химического состава, термической и деформационной обработок на размер аустенитного зерна в низкоуглеродистой стали // Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. - № 12. - С.3-8.

140. Утевский JI.M., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. — 222 с.

141. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. Брайента K.JI., Бенерджи C.K. М.: Металлургия, 1988. - 552 с.

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

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

144. Николаева A.B., Николаев Ю.А., Шур Д.М., Чернобаева A.A. Прогнозирование склонности Cr Ni - Mo стали к отпускной хрупкости // Физика металлов и металловедение. - 1993. - Т. 76. — Вып. 5. - С. 163- 170.

145. Медведев В.В. и др. Совместное влияние фосфора и кремния на зернограничную хрупкость стали 15Х2НМФА / Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюз. науч.-техн. конф. — Ижевск, 1984.-С. 39-43.

146. Устиновщиков Ю.И. Возможности устранения интеркристаллитного охрупчивания в сталях, содержащих фосфор // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. - № 10. - С. 2-8.

147. Банных O.A., Булберг П.К., Алисова С.П. и др. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа / Справ. Издание. -М. Металлургия, 1986. 440 с.

148. Клейнер JI.M., Энтин Р.И., Коган Л.И. Низкоуглеродистая мартенситная сталь 07ХЗГНМЮ // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1987. - № 10. - С. 145-147.

149. Караваев A.B., Толчина И.В., Патикин В.А., Бычков H.A., Клейнер Л.М. Технология изготовления термоупрочненных дисков трения // Вестник машиностроения. 1992. - № 12. - С.37-39.

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

151. Fisher J.C., Hollomon J.H., Turnbull D. Kinetics of the austenite—HTiartensite transformation // J. Metals. 1949. V. 1. № 10. P. 649-701.

152. Grange R.A. Strengthening steel by austenite grain refinement // Trans. Quart. ASM. 1966. V. 59. P. 26^17.

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

154. Ряпосов И.В., Клейнер Л.М., Шацов A.A., Носкова Е.А. Формирование зеренной и реечной структуры в низкоуглеродистых мартенситных сталях термоциклированием. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. - № 9. - С. 33 - 39.

155. Югай С.С., Клейнер Л.М., Шацов A.A. Азотирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ// Металловедение и термическая обработка металлов. — 2006. № 3. — С.27- 31.

156. Власов В.М.,. Жигунов К.В,. Иванькин И.С, Васин М.И. Влияние предварительной холодной пластической деформации на кинетику процесса никотирования теплостойких сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - №9 - С. 39-41.

157. Лахтин Ю.М., Булгач A.A. Теория химико-термической обработки стали. М.: Машиностроение, 1982. - 56 с.

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

159. Grange R.A. The rapid heat treatment of steel. // Metallurgical Trans., -1971.-V. 2.-№ l.-P. 65-78.

160. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение. М.: Машиностроение, 1990. - 528 с.

161. Минкевич А. Н. Химико-термическая обработка М.: Машиностроение, 1965. 492 с.

162. Криштал М. А. Некоторые вопросы диффузии в металлах // Металловедение и термическая обработка металлов. 1980. - №7- С. 36-39.

163. Герасимов С.А., Голиков В.А., Гресс М.А., Мухин Г.Г., Омельченко А. В. Исследование азотированного слоя стали 25Х5М после газобарического азотирования и термической обработки // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - №10. - С. 25.

164. Клейнер Л. М., Ларинин Д. М., Черепахин Е. В., Шацов А. А. Сульфокарбонитрирование сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита // Физика металлов и металловедение. 2006. - Т. 102. - № 5. - С. 563-570.

165. Ларинин Д.М., Клейнер Л.М., Шацов A.A., Черепахин Е.В., Ряпосов И.В. Сульфокарбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2007. -№ 5. С. 48-52.

166. Смитлз К. Дж. Металлы: Справ. М.: Металлургия, 1980, - 447 с.1. ТЕХНИЧЕСКОЕ ЗАДАНИЕна прутки из стали 12Х2Г2НМФБ-Ш, предназначенной для изготовления валов винтовыхзабойных двигателей

167. Сортамент заготовки: круг 130 мм, длиной кратной 1160 мм.

168. Состав стали, согласно таблице 1.