автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Формирование ультрамелкокристаллической структуры термическим воздействием на низкоуглеродистые мартенситные стали и магнитные материалы системы железо-хром-кобальт

Ряпосов Иван Владимирович

ФОРМИРОВАНИЕ УЛЬТРАМЕЛКОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ

СТРУКТУРЫ ТЕРМИЧЕСКИМ ВОЗДЕЙСТВИЕМ НА НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫЕ МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ И МАГНИТНЫЕ МАТЕРИАЛЫ СИСТЕМЫ ЖЕЛЕЗО-ХРОМ-КОБАЛЬТ

Специальность 05,16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

и сплавов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

2 5 ноя 2010

Нижний Новгород - 2010

004614252

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

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор Клейнер Леонид Михайлович

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Чувильдеев Владимир Николаевич

Ведущая организация: ЗАО «НОВОМЕТ-ПЕРМЬ», г. Пермь.

jjSS

Защита диссертации состоится: 26 ноября 2010 года в 7/ час. на заседании диссертационного совета Д 212.165.07 при Нижегородском государственном техническом университете им. P.E. Алексеева по адресу: 603950, г. Н. 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 Комарова Татьяна Владимировна

Ученый секретарь диссертационного совета,

Доктор технических наук, профессор

Ульянов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность работы. В последние два десятилетия возрос интерес исследователей к ультрамелкокристаллическим материалам. К таким материалам принято относить нанокристаллические и субмикрокристаллические. Среди альфа-сплавов железа получение ультрамелкокристаллической структуры без высокоэнергетического воздействия возможно у сталей со структурой пакетного мартенсита и магнитных сплавов, рабочая структура которых формируется в результате спинодального распада.

Работа посвящена повышению комплекса механических и специальных свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) и концентрационно-неоднородных магнитных сплавов на основе системы железо-хром-кобальт (ХК) термическим воздействием.

Дальнейшее совершенствование работоспособности деталей связано с диспергированием структуры и получением нанометрического размера характерного элемента. В связи с этим актуальным является изучение зеренной и тонкой структуры, морфологии и состава фаз, распределения легирующих элементов, структурных составляющих и связь исследованных характеристик с функциональными свойствами альфа-сплавов железа.

К наносплавам относят НМС со структурой низкоуглеродистого мартенсита, если хотя бы один из размеров реек меньше 100 нм, и магнитные материалы системы ХК после окончательной термообработки, если структура состоит из двух альфа-фаз нанометрических размеров со слабо отличающимися параметрами решетки.

Тематика диссертации согласуется с программой развития наноиндустрии в РФ до 2015 года (президентская инициатива «Стратегия развития наноиндустрии», № Пр-688 от 24 апреля 2007 г.), 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», государственные контракты № 4293р/6718 и № 5736р/8277, грантов РФФИ 07-08-96007-р_урал_а и 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).

Особенностью НМС является образование в результате закалки пакетного мартенсита - основной структурной составляющей сталей данного класса, в то время как при закалке ХК для получения требуемых магнитных характеристик мартенситное превращение должно быть полностью исключено. НМС и ХК имеют структуру а-фазы, для установления закономерностей формирования которой при термическом воздействии требуются одинаковые методы исследований, в обоих случаях: для достижения высоких свойств размер характерного элемента структуры должен быть нанометрическим; получение такого размера возможно термической обработкой без применения высокоэнергетических воздействий; существуют достаточно узкие интервалы варьирования характерных

элементов структуры, обеспечивающие сочетание высоких эксплуатационных характеристик.

Научная проблема: формирование структуры сплавов железа с ОЦК кристаллической решеткой: низкоуглеродистых мартенситных сталей и концен-трационно-неоднородных сплавов на основе системы железо-хром-кобальт с нанометрическим размером основных характерных элементов при многоцикловой термической и термомагнитной обработках.

Цель и задачи исследования. Изучение процессов структурообразования в а-сплавах на основе железа с нанометрическим размером характерного элемента при различных видах термического воздействия для повышения эксплуатационных характеристик гидравлических забойных двигателей и датчиков моментов.

Создание и исследование новых наноструктурированных мартенситных низкоуглеродистых сталей и магнитных материалов требует решения следующих задач:

1. Исследовать тонкую структуру и структурно-фазовые переходы при нагреве, многоцикловой термической обработке (МЦТО), высокотемпературной гомогенизации сплавов на основе железа с нанометрическим и субмикронным размером характерного элемента.

2. Исследовать превращения при термомагнитной обработке, охлаждении и отпуске, установить размеры и законы распределения элементов структуры, определяющих комплекс механических и магнитных свойств наноструктурированных материалов.

3. Разработка параметров термообработки для объемного наноструктури-рования материалов конкретных изделий: гидравлических забойных двигателей и датчиков моментов.

Положения, выносимые на защиту.

1. Закономерность смещения начала мартенситного перехода в область повышенных температур по мере роста числа циклов нагрев-охлаждение НМС.

2. Законы распределения зерен аустенита по размерам при нагреве и существование особого вида структурной наследственности в НМС - наследование закона распределения зерен аустенита мартенситом.

3. Параметры МЦТО, позволяющие диспергировать зерна аустенита НМС до размера в несколько мкм и обеспечивающие нанометрическую и субмикронную ширину реек низкоуглеродистого мартенсита.

4. Составы, режимы обработок и параметры структуры концентрационно-неоднородных магнитных материалов на основе системы ХК, обеспечивающие сочетание высоких магнитных и механических характеристик сплавов.

Научная новизна.

1. Обнаружено образование двух морфологических типов мартенсита: реечного и глобулярного фрагментируемых при многоцикловой термической обработке (МЦТО) НМС. Реечный и глобулярный мартенсит обуславливают в целом характеристики прочности и вязкости. Лучшее сочетание характеристик механических свойств обеспечивает МЦТО с двукратным нагревом за каждый цикл до 950 °С и 850 °С и последующим низкотемпературным отпуском. Такая

обработка обеспечивает у НМС 15Х2Г2НМФБ, обладающих структурной наследственностью, фрагментированную глобулярно-реечную структуру со средней шириной реек 90 нм, наиболее вероятный размер - 75 нм.

2. Выявлено, что с высокой вероятностью закон Луа и логнормальное распределение размеров зерен сохраняются в широких интервалах варьирования температуры нагрева НМС, несмотря на возрастание при увеличении температуры отличий среднего и наиболее вероятного размеров зерен. Закон распределения размера реек НМС наследует закон распределения зерен аустенита.

3. Обнаружено смещение локальных экстремумов на графиках кривых, полученных методом дифференциальной сканирующей калориметрии, в область повышенных температур и рост температуры начала мартенситного перехода при МЦТО НМС по мере увеличения числа циклов нагрев-охлаждение, что обусловлено расслоением твердого раствора в процессе многоцикловой термической обработки.

4. Установлено, что по мере гомогенизации концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы ХК распределение хрома и кобальта стремятся к логарифмически нормальному закону, при этом высокие магнитные и эксплуатационные характеристики соответствуют значениям коэффициентов вариации концентрации ниже 0,1.

5. Показано, что в концентрационно-неоднородном сплаве 30Х23КСА расслоение твердого раствора с образованием а) (фазы с повышенной концентрацией Со) со значением параметра а = 2,8843 А и а2 (фазы с повышенной концентрацией Сг и Мо) со значением параметра а = 2,8950 А происходит в интервале температур 650-500 °С. Значение параметра с для щ и а.2 фаз совпадает: с = 2,8857 А.

Практическая значимость.

1. Установленные закономерности структурных превращений при термическом воздействии на сталь марки 15Х2Г2НМФБ позволили повысить работоспособность, технологичность и улучшить экологические показатели технологического процесса изготовления деталей («переводник РУ верхний» и «полумуфта шарнира») гидравлических забойных двигателей на предприятии ООО «Фирма Радиус-Сервис».

2. Разработаны параметры режимов термической обработки промышленной стали марки 15Х2Г2НМФБ, позволяющие достичь прочность (ств) 1500 МПа при КСУ более 1,0 МДж/м2. Ранее достигнутые механические свойства промышленных НМС: ав= 1300 МПа, КСУ = 0,9 МДж/м2. Новые технологические режимы позволяют получать нанометрический размер реек мартенсита.

3. Предложены технологические режимы термического воздействия для получения концентрационно-неоднородных магнитных сплавов на основе ХК с нанометрическим размером основных фаз и высокими эксплуатационными свойствами. Магнитные материалы испытаны в составе изделий (ДМ-20, ДМ-21) на ОАО «Пермская научно-производственная приборостроительная компания» и предложены для замены направленно-кристаллизованных сплавов системы железо-никель-алюминий-кобальт.

В качестве объекта следований выбраны сплавы железа со структурой ОЦК, предмет исследований - формирование субмикронных и нанометриче-ских размеров характерных элементов структуры данных сплавов при различных видах термического воздействия.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены и обсуждены на следующих конференциях: III Международной конференции «Современная металлургия начала нового тысячелетия», г. Липецк, 31.10-3.11 2006 г.; VI международной научно-практической конференции «Исследование разработка и применение высоких технологий в промышленности», г. Санкт-Петербург, 1617 октября 2008 г.; Международной научно-практической конференции «Перспективные технологии и материалы», г. Пермь, 2008 г.; 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.; «X Международная научно-техническая уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых», г. Екатеринбург, 711 декабря 2009 г.; XX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», посвященной 100-летию со дня рождения H.H. Липчина, г. Пермь, 1-5 февраля 2010 г.

Личное участие. Все экспериментальные исследования по теме диссертации, как в лабораторных так и в производственных условиях, а также обработка и анализ полученных результатов выполнены лично автором.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 11 печатных работ, в том числе 3 статьи в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и приложений. Работа изложена на 187 страницах, включая 54 рисунка, 19 таблиц и 10 приложений. Список использованных источников содержит 124 наименования.

Работа является частью исследований, проводимых каф. МТО ГОУ ВПО ПГТУ.

Автор выражает благодарность д.т.н., профессору Шацову A.A., к.т.н,, профессору Иванову A.C., д.ф.-м.н., профессору Спиваку Л.В., к.т.н. Уксусни-кову А.Н., сотрудникам кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» Пермского государственного технического университета, за помощь и поддержку, оказанные при выполнении работы.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введение обоснована актуальность, изложены цели и задачи, сформулированы научная новизна, практическая значимость работы, представлены положения, выносимые на защиту.

В первой главе «Структурные и технологические особенности получения нано и субмикронных материалов на основе железа термическим воздействием» определены границы существования наноматериалов и обсуждены технологии объемного наноструктурирования сплавов железа. Сопоставлены свой-

ства сталей с традиционными типами структур и сталей с низкоуглеродистым мартенситом. Рассмотрены возможности измельчения структуры низкоуглеродистого мартенсита. Представлены особенности структурообразования нано-материалов на основе системы желез-хром-кобальт. Сделан вывод, что дальнейшее изучение процессов структурообразования в а-сплавах железа при различных видах термического воздействия позволит получить новые сочетания свойств НМС и концентрационно-неоднородных магнитных материалов системы Fe-Cr-Co.

Во второй главе «Материалы и методики исследований» представлены методы исследований и экспериментов. Основные исследовательские методы изучения структуры включали металлографический (Neophot-32), электронно-микроскопический просвечивающий (JEM 200СХ и СМ 30) и электронно-микроскопический растровый (Hitachi S-3400N, FEI (Philips) QUANTA 200 и JEOL JSM-6490LV) анализы. Фазовые превращения изучали дилатометрическим (дифференциальный дилатометр Шевенара), магнитометрическим (ани-зометр Акулова) и калориметрическим ДСК (дифференциальный сканирующий калориметр STA 449 С Jupiter) методами. Рентгеновский анализ проводили на приборе ДРОН-ЗМ. Испытания на одноосное растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 1497-84 на универсальной испытательной 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 предел трещиностойкости - на INSTRON 300 LX. Измерения твердости проводили при помощи твердомера Рок-велла (тип ТК-2М) по стандартной методике (ГОСТ 9013-59). Плотность и пористость концентрационно-неоднородных материалов находили методом гидростатического взвешивания по ГОСТ 18898-89. Распределения основных элементов порошковых материалов устанавливали при помощи микрорентгенос-пектрального анализатора марки МАР-2. Магнитные характеристики концентрационно-неоднородных материалов измеряли на коэрцитиметре У5030 и микровеберметре Ф191 согласно ГОСТ 8.268-77. Рабочие характеристики датчиков моментов (значения крутизны момента) определяли на установке У-1292.00.00.

Третья глава «Зеренная и реечная структура низкоуглеродистых мартен-ситных сталей с нано и субмикронным размером характерных элементов». Исследованиями формирования зеренной структуры аустенита НМС 07ХЗГНМ, 15Х2Г2НМФБ и 24Х2Г2НМо,5 с исходной структурой пакетного мартенсита установлено резкое ускорение роста зерна стали 24Х2Г2НМо,5 при температурах выше 1050 °С, температура заметного увеличения размеров зерен при нагреве для сталей марок 15Х2Г2НМФБ и 07ХЗГНМ составила 1100 °С и 1000 °С, соответственно. Сохранение мелкозернистой структуры стали 15Х2Г2НМФБ обусловлено присутствием сильных карбидообразующих элементов, соединения ванадия и ниобия позволяют сдерживать рост зерна, обеспечивая дисперсность структуры до высоких температур.

После закалки с температуры 850 °С (вблизи критической точки Асз) твердость сталей наиболее высокая (при охлаждении на воздухе: 07ХЗГНМ -

32 HRC, 15Х2Г2НМФБ - 41 HRC, 24Х2Г2НМо,5 - 48 HRC), так как формируется мелкозернистая структура. Недостатком структуры, сформированной при 850 °С является значительная разнозернистость (степень разнозернистости (R) для НМС 07ХЗГНМ, 15Х2Г2НМФБ, 24Х2Г2НМ0,5) закаленных на воздухе, равна 3.50,3.38, 3.67 соответственно). При нагреве на температуру 950-1000 °С размеры зерен заметно выравниваются, структура становится более гомогенной. Для НМС 07ХЗГНМ, 15Х2Г2НМФБ, 24Х2Г2НМ0,5 степень разнозернистости равна 2,83, 2.78, 2.73 соответственно. В этом же температурном интервале обычно заканчивается гомогенизация НМС, поэтому при температурах 950-1000 °С появляется второй максимум зависимости твердости от температуры, что является основанием для выбора температуры закалки. Дальнейшее повышение температуры вновь вызывает рост дисперсии, степени разнозернистости и размеров зерен, что является основными причинами уменьшения твердости.

Закрепление дислокаций и появление других (кроме пакетного) типов мартенсита возможно при содержании в стали более 0,2 % углерода. Однако система легирования НМС 24Х2Г2НМо,5 позволяет получать пакетный мартенсит при содержании углерода 0,24 %.

С повышением температуры нагрева увеличивается средний и наиболее вероятный размер зерна НМС. Средний размер зерна стали 07ХЗГНМ в исходном состоянии 25 мкм. При нагреве на температуру 850-950 °С зерно существенно не изменяется и остается в пределах 21-26 мкм. Повышение температуры до 1050 °С (температура интенсивного роста зерна) и выше приводит к укрупнению зерна в 1,5-2 раза. В исходном состоянии сталь 15Х2Г2НМФБ имела средний размер зерна 13 мкм. Нагрев до 850-950 °С позволил измельчить зерно (10-11 мкм). При температурах нагрева 1000-1050 °С зерно восстановилось до исходных значений. Нагрев на 1100 °С привел к увеличению зерна до 20 мкм. Дальнейшее повышение температуры нагрева привело к увеличению размера в несколько раз. Сталь 24Х2Г2НМ0,5 в исходном состоянии имела размер зерна 15 мкм. Нагрев на температуру 850 °С позволил измельчить зерно до 10 мкм, при нагреве в интервал температур 900-950 °С зерно увеличивается до 19 мкм, на 1000 °С - до 36 мкм. При температуре интенсивного роста (1050 °С) зерно увеличивается в 5-6 раз. Ускоренный рост зерна продолжается с повышением температуры аустенитизации, средний размер увеличивается на 1,5 порядка.

Различие в значениях среднего и наиболее вероятного размеров зерен тем сильнее, чем меньше скорость охлаждения. Это обусловлено длительностью пребывания образцов в аустенитной области при повышенных температурах при низких скоростях охлаждения. Для всех НМС наблюдали одномодальное распределение зерен с правой ассиметрией.

Сохранение в широких интервалах варьирования правой ассиметрии на гистограммах распределения зерен по размерам качественно подтверждает соответствие логнормальному закон распределения, однако вычисления доверительных вероятностей показали, что оба закона распределения (логнормальный и Jlya) имеют высокую степень вероятности для всех исследованных технологических режимов. У образцов из НМС независимо от температуры закалки

распределение зерен по размерам с высокой доверительной вероятностью соответствует логнормальному закону (в подавляющем большинстве случаев доверительная вероятность не менее 0,95). Конкурирующий закон распределения Луа обеспечивал весьма высокую доверительную вероятность (0,9), что является нижней границей вычисленных значений.

Закалка НМС с 850 °С позволила измельчить зерно, но не обеспечила малую дисперсию размеров зерен и степень разнозернистости (т.е. наблюдали разнозернистость). Аустенитизация при температуре 950 °С привела к получению достаточно однородной зеренной структуры (дисперсия и степень разнозернистости уменьшалась). Исходя из полученных результатов, для измельчения зеренной структуры рационально применение асимметричных циклов ау-стенитизации с нагревом до 950 °С (первый нагрев) и до 850 °С (второй нагрев).

Содержание углерода и карбидообразующих элементов в составе НМС является основным фактором, определяющим температуру начала интенсивного роста зерна при нагреве. Эта температура для НМС 24Х2Г2НМо,5, 15Х2Г2НМФБ и 07ХЗГНМ составила 1050 °С, 1150 °С и 1000 °С соответственно. Рост содержания углерода и особенно легирование сильными карбидообра-зующими элементами, соединения которых тормозят движение границ, повышают температуру начала интенсивного роста зерна аустенита на 50-150 °С.

Температуры начала интенсивного роста является критической для распределения зерен, выше этой температуры наблюдается существенное отличие среднего от наиболее вероятного размера зерен и появляются дополнительные локальные экстремумы на кривой распределения. Во всем температурном интервале исследований логарифмически нормальный закон и распределение Луа с высокой вероятностью описывают распределение зерен по размерам.

Минимальные размеры зерен аустенита 15Х2Г2НМФБ и 07ХЗГНМ были достигнуты после одного - двух циклов ассиметричной обработки. Предельное для циклической обработки измельчение размера зерна аустенита до 14,/2 балла по шкале ASTM (3-5 мкм) у мартенситных сталей ранее достигали лишь многократным циклированием с быстрым нагревом и охлаждением.

Дисперсность структуры низкоуглеродистого мартенсита не всегда является функцией размера зерна аустенита. Следует разделить интервалы содержания углерода на более чем 0,1-0,2 %, когда такая связь чаще всего существует и менее 0,1 %, когда такую зависимость обычно не выявляют. Исследования исходного размера зерен и пакетов, показали, что зерну аустенита 7-8 мкм соответствует размер пакета 2-2,5 мкм для сталей марок 15Х2Г2НМФБ и 07ХЗГНМ.

Для определения закона распределения зерен сравнивали две альтернативные гипотезы (табл. 1).

Распределение Луа чаще имело большее значение доверительной вероятности, но логнормальный закон не может быть отвергнут ни для одной из исследованных сталей. Судя по лученным результатам для описания распреде-

ления с уровнем значимости р=0,05-0,10 обе альтернативные гипотезы допустимы.

Таблица 1 - Доверительные вероятности и характеристики распределений зерен

Режим термической Доверительная ве- Дисперсия, Средний размер Среднее значение квадрата размера зерна, мкм2

обработки роятность* мкм2 зерна, мкм

№ цикла Тем-ра нагрева, °С 1 2 1 2 1 2 1 2

1 950 0,95/0,95 0,95/0,98 6 7 9 10 87 107

850 0,9/0,9 0,98/0,98 4 5 5 3 29 14

2 950 0,9/0,998 0,95/0,98 3 6 6 7 39 55

850 0,9/0,9 0,98/0,9 3 5 4 3 19 14

3 950 0,9/0,9 0,9/0,999 2 9 б 10 38 109

850 0,95/0,98 0,9/0,9 2 4 6 7 38 53

Примечание. 1 - сталь 15Х2Г2НМФБ, 2 - сталь 07ХЗГНМ; * - числитель - логнормальное распределение, знаменатель - распределение Луа.

Методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) установлено смещение вправо локальных экстремумов, повышение начала и понижение конца температур мартенситного превращения. Наиболее важный фактор, влияющий на положение температур мартенситного перехода, является расслоение - твердого раствора в процессе МЦТО, происходящее в областях размером менее 1 мкм.

Исследования распределения реек стали 15Х2Г2НМФБ (рис. 1 а, б) с прокатного нагрева показали, что наиболее вероятная ширина - 250 нм, средняя -260 нм, заметна фрагментация. Сравнения вычисленных и табличных значений критерия согласия Пирсона (у?) показали высокую вероятность (при уровне значимости 0,05) выполнения логнормального закона распределения.

а б

Рисунок 1 - Реечная структура мартенсита стали 15Х2Г2НМФБ; а - горячекатаная, х35000; б - закаленная с 950 °С - хЗОООО

Рейки объединены в пакеты с различными углами разориентации (рис. 2, а).Средний размер пакетов составляет 2-3 мкм.

Выделения карбидов имеют нанометрический размер (ширина - 15-20 нм, длина - 100-115 нм) и не менее двух направлений ориентации (рис. 2, б), что является отличительным признаком именно мартенситной структуры.

Первые при-^^^^^^^ ^^ ^ знаки ^ фра^

вание в процессе охлаждения при наличии нескольких морфологических типов мартенсита наблюдают только в мартенсите с пакетно-реечным строением.

В закаленном состоянии сталь с выявленными особенностями структуры, имеет высокий комплекс механических свойств (табл. 2).

а, х5000 б, х 10000

Рисунок 2 - Электронно-микроскопические снимки стали 15Х2Г2НМФБ: а - пакетная структура (выделенный и увеличенный участок);

б - низкоуглеродистый мартенсит с характерными выделениями карбидов

Таблица 2 - Влияние размера характерного элемента структуры НМС 15Х2Г2НМФБ на механические свойства

Режим ТО, среда охлаждения d зерна 4p,/dM. рейки dcp/dn,. фр-ты реек глобулы dcpAU. фр-ты глобул aj °0,2 SP/S кси KCV кст 1с/Ар

мкм/балл нм МПа % МДж/м2 МЛа'М,ш МДж/м2

950°С,воздух 8/11 200/175 150/120 нет нет 1440/ 1110 55/16 1,00 0,85 0,35 130/0,23

1 цикл, воздух 8/11 190/125 130/120 645/450 138/110 1470/ 1140 56/16 1,20 1,00 0,40 130/0,23

2 цикла, воздух 8/11 160/125 130/90 580/420 130/110 1470/ 1250 55/16 1,30 1,20 0,50 125/0,20

2 цикла, воздух + отпуск 8/11 - - - - 1480/ 1250 56/17 1,35 1,20 0,50 145/0,30

2 цикла, масло 7/11-12 90/75 70/60 185/160 130/110 1530/ 1250 56/15 1,20 1,00 0,35 120/0,18

2 цикла, масло + отпуск 7/11-12 - - - - 1530/ 1260 57/16 1,20 1,00 0,40 125/0,20

2 цикла, вода 6-8/11-12 230/225 180/175 430/325 190/170 - - - - - -

475 циклов, вода 4/14 115/75 80/45 нет нет - - - - - -

Примечание: сЦ, - средний размер характерного элемента; d„„ - наиболее вероятный размер характерного элемента; цикл ~ нагрев на 950 "С, охлаждение; нагрев на 850 °С, охлаждение; отпуск - выдержка 2 ч при 250 "С. Исходный размер зерна аустенита 9-10 мкм

При многоцикловой термической обработке в НМС происходит образование глобулярно-реечной структуры и ее фрагментация. Причиной появления крупных глобулярных образований, является расслоение низкоуглеродистого аустенита по химическому составу при МЦТО. Области с повышенной концентрацией углерода и легирующих элементов при охлаждении формируют глобулы, а с пониженной — рейки, при этом температура начала мартенситного перехода повышается.

Наиболее существенными факторами, влияющими на механические свойства, являются размеры реек и фрагментов. При МЦТО размеры фрагментов глобул и реек изменяются согласованно, измельчение глобул происходит интенсивнее, чем реек после закалки в масле. Высокая скорость охлаждения (вода, 600 °С/с) обычно приводит к уменьшению характерных элементов структуры, вследствие действия термодинамических и кинетических стимулов. При охлаждении с низкой (воздух, 30 °С/с) в обсуждаемых морфологических типах структуры появляется возможность фрагментации при закалке благодаря самоотпуску. В тех случаях, когда создаются условия, характерные для высокой скорости охлаждения, но возможен самоотпуск (масло, 150 °С/с) наблюдали наименьший размер характерных элементов структуры и наиболее высокую прочность.

Количество глобулярной составляющей от нескольких до 25 %, в отличие от пластинчатой, слабо влияло на характеристики механических свойств. Это позволяет полагать ад дитивный вклад реечной и глобулярной составляющих в изменение характеристик прочности и надежности, сохраняющиеся на уровне реечного мартенсита.

Наибольшая прочность соответствует фрагментированной глобулярно-реечной структуре с минимальным размером рейки (порядка 80-90 нм) и глобул (порядка 160-185 нм), однако рост прочности сопровождается понижением вязкости, следовательно, дальнейшее измельчение характерной структурной составляющей нецелесообразно. В процессе термообработки наблюдается значительная фрагментация реек и глобул, причем рейки делятся по ширине и длине (рис. 3).

Глобулярная составляющая появляется на определенном этапе МЦГО, затем происходит ее измельчение до размеров, сопоставимых с фрагментами реек и в дальнейшем структура является реечной фрагментированной (рис. 3, г).

Статистическая обработка распределения реек по размерам для различных режимов термообработки и значения статистических критериев показали, что рейки во всех случаях распределены по логнормальному закону с вероятностью более 95 %.

Определение параметра решетки по электронным микроэлектронограммам установило слабую зависимость параметра решетки а НМС 15Х2Г2НМФБ от режима термообработки (а составлял 2,90-2,91 нм).

реек поперек

в

Рисунок 3 - Фрагментация структуры НМС в процессе МЦТО: а - реек, х20000; б - глобул, х20000; в - деление реек по длине и по ширине с выделенными участками, х7300; г - фрагментирование структуры после многократных циклов перекристаллизации, х37000

Таким образом, многоцикловая термообработка не меняет закона распределения характерного элемента структуры НМС, но обеспечивает его измельчение до наноуровня.

Четвертая глава «Наноструктурирование концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы Ре-Сг-Со». Для исследований использовали образцы, полученные методами порошковой металлургии. Особенностью метода получения сплавов являлось образование жидкой фазы на стадии спекания за счет контактного плавления при взаимодействии порошков ферросплавов и других компонентов шихты. В спеченном состоянии пористость образцов была не выше 2 %, механические свойства соответствовали стандартным требованиям. Высокий уровень механических и магнитных свойств сплавов данной системы связан с отсутствием в структуре ст-фазы и повышенной температурой расслоения твердого раствора, что возможно только при относительно высокой концентрационной однородности.

Копирование состава традиционного промышленного сплава 30Х23КА порошковым нецелесообразно, так как после закалки в воду с 1300 °С (выдержка 30 мин), термомагнитной обработки (ТМО) и последующей изотермической

обработки (ИТО) такой порошковый материал имел низкие механические характеристики. Причина низких значений механических характеристик заключалась в выделении по границам и в теле зерна хрупкой фазы. На фотографиях микроструктуры эта фаза была видна как светло-серая сетка (рис. 4). Исследования методом рентгенофазового анализа (РФА) позволили установить, что материал содержит две основные структурные составляющие - а- и офазы (рис. 4). Следовательно, хрупкая структурная составляющая - это о-фаза.

Используемые добавки, интенсифицирующие спекание, могут увеличить область существования ст-фазы (ванадий), стабилизировать ст-фазу (кремний) или вызвать выделение других «охрупчивающих» фаз (титан). Поэтому легирование ванадием было исключено, а содержание титана и кремния минимизировано.

Уменьшение суммарной концентрации ферросплавов до 2 % сохранило возможность спекания в присутствии жидкой фазы и обеспечило достаточно однородное распределение кобальта (КСо = 0,097), хрома (Va = 0,080) и кремния (Vsí - 0,074) при пористости менее 2 %. Оценка по статистическому критерию Пирсона х2 показала, что основные компоненты сплава распределены по логнормальному закону. Исключение образования с-фазы позволило значительно улучшить механические характеристики материала: ав = 350 МПа, КС = 110 кДж/м2. При этом получены хорошие показатели магнитных характеристик: НсЬ = 45 -60 кА/м, В,. = 1,15 - 1,30 Тл и (ВН)тах = 34-38 кДж/м3.

Высокие магнитные и механические характеристики соответствуют строго определенным режимам ТМО и последующей ИТО. Для определения интервалов спи-нодального распада использовали данные дифференциальной сканирующей калориметрии. Превращения начинались выше 500 °С и завершались около 650 °С, наибольшую скорость распада наблюдали при температуре примерно 630 °С. Нагрев до более высокой температуры неизбежно приводил к значительному экзотермическому эффекту, который связан с образованием ст-фазы.

Электронно-микроскопическими исследованиями структуры порошкового сплава на основе Fe-Cr-Co в высококоэрцитивном состоянии установлено, что

47 49 51 5.1 55

Угол 20

Рисунок 4 - Рентгенограмма (СоКа-излучение) и микроструктура порошкового сплава 30Х23КА, содержащего ванадий с выделением охрупчиваю-щей а-фазы

он имеет модулированную структуру (рис. 5, а). Применение замедленной съемки в БеКа-излучении позволило выявить на образцах, прошедших все этапы обработки, раздвоение пика а - фазы на два локальных максимума (рис. 5, б).

5

в

н О

£ -

v

£

в

S в

25 ■

20 ■ 1 N - Л

10 • /

5 • /

0 -5

4 : 5 56

Угол 2в б

Рисунок 5 - Электронно-микроскопический снимок структуры (х 100000) и рентгенограмма (БеКа-излучение) магнитного концентрационно-неоднородного сплава 30X23КСА после ТМО и ИТО

Вычислены значения параметров решетки: для а] (фазы с повышенной концентрацией кобальта) а = 2,8843 А; для а2 (фазы с повышенной концентрацией хрома и молибдена) а - 2,8950 А, значение параметра с = 2,8857 А одинаково для обеих фаз.

Типичная кривая намагничивания сплава 30Х23КСА после ТМО и отпуска представлена на рис. 6.

-S0 -40 -30 -20 -10 0

Напряженность магнитного поля ( -Н), кА/м

Рисунок 6 - Кривые намагничивания концентрационно-неоднородного сплава 30Х23КСА после окончательной термообработки в поле напряженностью 250 кА/м

Электронно-микроскопическим и рентгеновским методами доказано, что в узком температурном интервале (выбранном для ТМО и ИТО) образуются только а - фазы, а определенные рентгеновским методом параметры решеток

100 ш

сильно- и слабомагнитных нанофаз близки к значениям а и с промышленных деформируемых сплавов.

В пятой главе «Практическая реализация исследований и проведение натурных испытаний, деталей из низкоуглеродистой мартенситной стали с субмикронным и нанометрическим размером реек и наноструктурированных магнитных материалов на основе системы Ре-Сг-Со». Показаны области применения, основные характеристики винтовых забойных двигателей и датчиков моментов. Представлено разработанное техническое задание на состав и технологию термической обработки заготовок деталей винтовых забойных двигателей из стали 15Х2Г2НМФБ; представлены результаты натурных испытаний деталей «полумуфта шарнира» и «переводник РУ верхний» винтовых забойных двигателей и ответственных деталей 6Д7.770.052-1, 6Д7.770.046 датчиков моментов из наноструктурированных концентрационно-неоднородных магнитных материалов на основе системы Ре-Сг-Со.

Применение НМС 15Х2Г2НМФБ взамен среднеуглеродистой хромонике-левой стали 40ХН2МА позволяет: получить значительные экономические и технологические преимущества, повысить конкурентоспособность продукции, исключить из технологического процесса жидкие охлаждающие среды, обеспечить экологическую безопасность термической обработки.

Исследования концентрационно-неоднородных магнитных материалов позволило разработать режимы ТМО и ИТО в температурных интервалах, обеспечивающих высокую скорость спинодального распада и исключить выделение сигма-фазы. Опробована в производственных условиях технология, включающая схему намагничивания датчиков моментов с порошковыми магнитами, позволяющая получать требуемые свойства на задействованном в серийном производстве оборудовании.

ВЫВОДЫ

1. Наилучшее сочетание свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) со структурой пакетного мартенсита и магнитных сплавов системы железо-хром-кобальт (молибден) достигнуты при получении характерных элементов структуры на уровне 50-100 нм. В обоих случаях нанометрический размер характерного элемента структуры можно сформировать только термической обработкой без высокоэнергетического воздействия. Термическая обработка включала многоцикловую термическую обработку (МТЦО) для НМС и закалку с последующим старением, обеспечивающим расслоение твердого раствора в магнитных сплавах.

2. Легирование НМС сильными карбидообразующими элементами (V и М>) повышает температуру начала интенсивного роста зерна аустенита на 50150 °С, что обусловлено образованием карбидов ниобия и ванадия. Выше температуры начала интенсивного роста зерна наблюдается существенное отличие среднего от наиболее вероятного размера зерен и появление дополнительных локальных экстремумов на кривой распределения.

3. Выявлено, что распределение зерен по размерам во всем температурном интервале исследований с высокой степенью вероятности описывают

логарифмически нормальный закон и распределение Jlya. Наличие правой ас-симетрии распределения качественно подтверждает соответствие логнормаль-ному закону.

4. Применение МЦТО с двукратным нагревом за каждый цикл (950 °С, охлаждение и 850 °С, охлаждение) позволяет диспергировать зерна ау-стенита НМС, что обеспечивает нанометрическую и субмикронную ширину реек низкоуглеродистого мартенсита. Доказано, что в НМС существует особый вид наследственности - закон распределения размеров реек наследует закон распределения размеров зерен.

5. По мере роста числа циклов нагрев-охлаждение установлено методом ДСК повышение температуры начала мартенситного перехода (Мн). Причиной повышения Мн является расслоение твердого раствора в процессе МЦТО. Многоцикловая термообработка не меняет закона распределения характерного элемента структуры, но обеспечивает его измельчение до нано-уровня. Установление законов распределения, вычисление дисперсии, коэффициента вариации и средних значений позволило дать полное статистическое описание распределения элементов структуры, определяющих свойства сталей.

6. В НМС подвергнутых МЦТО обнаружено образование фрагменти-рованной глобулярно-реечной структуры. Ширина реек после двух ассимет-ричных циклов изменялась незначительно при большем числе циклов. Глобулярная составляющая структуры измельчалась при МЦТО в большей степени. Основными структурными составляющими, определяющими механические свойства исследованных НМС, являются рейки, глобулы и их фрагменты. Фрагментированной глобулярно-реечной структуре соответствовало сочетание высоких характеристик механических свойств: ств = 1500 МПа, сто.2 = 1250 МПа, 5 = 15 %, у = 55 %, КCU = 1,20 МДж/м2, KCV = 1,0 МДж/м2.

7. Электронно-микроскопическими и рентгеновскими исследованиями выявлено, что нанометрические си и а2 - фазы в изученных концентрацион-но-неоднородных сплавах имеют тетрагональную решетку со слабо различающимися параметрами. Модулированная структура сплава 30Х23КСА, формируется термомагнитной и изотермической обработками в интервале температур 650-540 °С и обеспечивает сочетание высоких магнитных и механических свойств: коэрцитивная сила НсЪ не менее 60 кА/м при значениях остаточной индукции Вг не менее 1,30 Тл и прочности ов не менее 350 МПа.

8. Исследованиями концентрационно-неоднородного материала 30Х23КСА установлено, что основные компоненты сплава распределены по логнормальному закону с коэффициентом вариации менее 0,1. Введение ванадия приводит к выделению хрупкой сигма-фазы на этапе термомагнитной обработки и старения.

9. Натурные испытания подтвердили высокую работоспособность НМС и магнитных концентрационно-неоднородных материалов с нано- и субмикронным размером характерных элементов структуры. Внедрение наност-руктурированных НМС дало экономический эффект превышающий 4 млн. руб.

Основные публикации по теме диссертации:

1. 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. {рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

2. Ряпосов И.В., Клейнер Л.М., Шадов 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. (рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

3. Ряпосов И.В., Шацов A.A. Особенности легирования, структура и свойства порошкового магнитотвердого сплава с повышенными эксплуатационными характеристиками // Перспективные материалы. - 2009. - № 1. - С. 57-61. (рецензируемое издание, рекомендованное ВАК)

4. Клейнер Л.М., Ларинин Д.М., Ряпосов И.В., Шацов A.A. Высокотемпературное карбонитрирование низкоуглеродистых сталей в экологически безопасных расплавах солей // Современная металлургия начала нового тысячелетия: Сборник научных трудов III Международной научно-технической конференции. - Липецк: Изд-во ЛГТУ, 2006. - Часть 5. - С. 150-155.

5. Клейнер Л.М., Шацов A.A., Ермолаев A.C., Закирова М.Г., Ларинин Д.М., Ряпосов И.В. Закономерности структурообразования, фазовых переходов и диффузии в низкоуглеродистом мартенсите с блочной и блочно-реечной структурой // Результаты научных исследований, полученные за 2007 г: Сборник статей Региональный конкурс РФФИ-Урал. - Пермь, Екатеринбург, 2008. Часть Ï. -C.195-199.

6. Ряпосов И.В., Клейнер Л.М., Шацов A.A. Формирование нано и субмикронных размеров характерных элементов структуры сплава железа термическим воздействием. // Исследование разработка и применение высоких технологий в промышленности: Сборник трудов VI международной научно-практической конференции. - Санкт-Петербург: СПбПУ, 2008. - С. 194-196.

7. Ряпосов И.В., Клейнер Л.М., Шацов A.A. Формирование нано- и субмикронных размеров характерных элементов структуры сплава железа термическим воздействием. // Перспективные технологии и материалы: Материалы Международной научно-практической конференции. - Пермь: Изд-во ПТГУ, 2008. - С. 386-410.

8. Ряпосов И.В., Шацов A.A., Носкова Е.А., Клейнер Л.М. Формирование нанометрической структуры низкоуглеродистой мартенситной стали термоциклированием. // Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: Сборник материалов XIX Уральской школы металловедов-термистов, посвященной 100-летию со дня рождения В.Д.Садовского. - Екатеринбург: Изд-во УГТУ-УПИ, 2008. - С. 90.

9. Ряпосов И.В. Термоциклическая обработка низкоуглеродистых мартенситных сталей. // Сборник трудов X Международной научно-

технической уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. -Екатеринбург: Изд-во УГТУ-УПИ, 2009. - С. 114.

10. Закирова М.Г., Ряпосов И.В., Гребеньков С.К. Влияние содержания никеля и молибдена на структуру и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей с содержанием углерода до 0,22%. // Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: Сборник материалов XX Уральской школы металловедов-термистов, посвященной 100-летию со дня рождения H.H. Липчина. - Пермь: Изд-во УГТУ-УПИ, 2010 - С. 111.

11. Ряпосов И.В., Закирова М.Г., Шацов A.A. Наноствуктурирование сплавов на основе а-железа термическим воздействием. // Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: Сборник материалов XX Уральской школы металловедов-термистов, посвященной 100-летию со дня рождения H.H. Липчина. - Пермь: Изд-во УГТУ-УПИ, 2010,- С. 87.

Подписало в печать 19.10.2010. Формат 60x90/16. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 130 экз. Заказ № 1896/2010.

Издательство

Пермского государственного технического университета 614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, к.113 тел. (342) 219-80-33

Введение

1 Структурные и технологические особенности получения нано и субмикронных материалов на основе железа термическим воздействием

1.1 Границы существования наноматериалов и технологии объемного наноструктурирования сплавов железа

1.2 Сопоставление сталей с традиционными типами структур и сталей с низкоуглеродистым мартенситом

1.3 Диспергирование структуры низкоуглеродистого мартенсита

1.4 Особенности структурообразования сплавов на основе системы железо-хром-кобальт

1.5 Постановка задачи

2 Материалы и методики исследований

2.1 Изготовление опытных образцов

2.2 Термическая обработка низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС)

2.3 Выявление структуры методом оптической микроскопии

2.4 Дифференциальная сканирующая калориметрия

2.5 Определение законов распределения элементов структуры

2.6 Рентгеноструктурный анализ

2.7 Выявление тонкой структуры и морфологии фаз методами электронной микроскопии

2.8 Магнитометрические исследования

2.9 Определение критических точек дилатометрическим методом

2.10 Испытания на одноосное растяжение

2.11 Измерения ударной вязкости и трещиностойкости

2.12 Измерения твердости

2.13 Определение пористости концентрационно-неоднородных материалов

2.14 Статистический микрорентгеноспектральный анализ

2.15 Определение магнитных характеристик порошковых концентрационно-неоднородных материалов

2.16 Определение характеристик работоспособности датчиков моментов

3 Зеренная и реечная структура НМС с нано и субмикронным размером характерных элементов

3.1 Определение критических температур НМС, склонных к структурной наследственности

3.2 Роль легировании и технологических параметров в формировании зеренной структуры НМС

3.3 Формирование зеренной и реечной структуры при многоцикловой термической обработке НМС

3.4 Строение мартенсита и механические свойства НМС 15Х2Г2НМФБ после многоцикловой термической обработки и высокотемпературного наноструктурирования

4 Консолидация и наноструктурирование концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы Fe-Cr-Co

4.1 Особенности получения и гомогенизация концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы Fe-Cr-Co

4.2 Наноструктурирование концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы Fe-Cr-Co(Mo) на стадиях термомагнитной и изотермической обработок

4.3 Структура и работоспособность концентрационно-неоднородных наносплавов системы Fe-Cr-Co(Mo)

5 Практическая реализация исследований и проведение натурных испытаний деталей из низкоуглеродистой мартенситной стали с субмикронным и нанометрическим размером реек и наноструктурированных магнитных материалов на основе системы Fe-Cr-Co

5.1 Основные этапы производства и характеристики материалов винтовых забойных двигателей

5.2 Разработка технического задания на состав и режимы термической обработки заготовок деталей винтовых забойных двигателей из стали 15Х2Г2НМФБ

5.3 Результаты натурных испытаний деталей винтовых забойных двигателей из НМС 15Х2Г2НМФБ

5.4 Результаты натурных испытаний ответственных деталей приборов из концентрационно-неоднородных магнитных материалов на основе системы Fe-Cr-Co

В последние два десятилетия возрос интерес исследователей к ультрамелкокристаллическим материалам. К таким материалам принято относить нанокристаллические и субмикрокристаллические. Среди альфа-сплавов железа получение ультрамелкокристаллической структуры без высокоэнергетического воздействия возможно у сталей со структурой пакетного мартенсита и магнитных сплавов, рабочая структура которых формируется в результате спинодального распада.

Работа посвящена повышению комплекса механических и специальных свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) и концентрационно-неоднородных магнитных сплавов на основе системы железо-хром-кобальт (ХК) термическим воздействием.

Дальнейшее совершенствование работоспособности деталей связано с диспергированием структуры и получением нанометрического размера характерного элемента. В связи с этим актуальным является изучение зеренной и тонкой структуры, морфологии и состава фаз, распределения легирующих элементов, структурных составляющих и связь исследованных характеристик с функциональными свойствами альфа-сплавов железа.

К наносплавам относят НМС со структурой низкоуглеродистого мартенсита, если хотя бы один из размеров реек меньше 100 нм, и магнитные материалы системы ХК после окончательной термообработки, если структура состоит из двух альфа-фаз нанометрических размеров со слабо отличающимися параметрами решетки.

Научная проблема:

Формирование структуры сплавов железа с ОЦК кристаллической решеткой: низкоуглеродистых мартенситных сталей и концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы железо-хром-кобальт с нанометрическим размером основных характерных элементов при отпуске, многоцикловой термической и термомагнитной обработках.

Особенностью НМС является образование в результате закалки пакетного мартенсита — основной структурной составляющей сталей данного класса, в то время как при закалке ХК для получения требуемых магнитных характеристик мартенситное превращение должно быть полностью исключено. НМС и ХК имеют структуру а-фазы, для установления закономерностей формирования которой при термическом воздействии требуются одинаковые методы исследований, в обоих случаях: для достижения высоких свойств размер характерного элемента структуры должен быть нанометрическим; получение такого размера возможно термической обработкой без применения высокоэнергетических воздействий; существуют достаточно узкие интервалы варьирования характерных элементов структуры, обеспечивающие сочетание высоких эксплуатационных характеристик.

Тематика диссертации согласуется с программой развития наноиндустрии в РФ до 2015 года (президентская инициатива «Стратегия развития наноиндустрии», № Пр-688 от 24 апреля 2007 г.), 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», государственные контракты № 4293р/6718 и № 5736р/8277, грантов РФФИ 07-08-96007-рурала и 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).

Цель работы - изучение процессов структурообразования в а-сплавах на основе железа с нанометрическим размером характерного элемента при различных видах термического воздействия для повышения эксплуатационных характеристик гидравлических забойных двигателей и датчиков моментов.

Создание и исследование новых наноструктурированных мартенситных низкоуглеродистых сталей и магнитных материалов требует решения следующих задач:

1. Исследовать тонкую структуру и структурно-фазовые переходы при нагреве, многоцикловой термической обработке (МЦТО), высокотемпературной гомогенизации сплавов на основе железа с нанометрическим и субмикронным размером характерного элемента.

2. Исследовать превращения при термомагнитной обработке, охлаждении и отпуске, установить размеры и законы распределения элементов структуры, определяющих комплекс механических и магнитных свойств наноструктурированных материалов.

3. Разработка параметров термообработки для объемного наноструктурирования материалов конкретных изделий: гидравлических забойных двигателей и датчиков моментов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Закономерность смещения начала мартенситного перехода в область повышенных температур по мере роста числа циклов нагрев-охлаждение НМС.

2. Законы распределения зерен аустенита по размерам при нагреве и существование особого вида структурной наследственности в НМС -наследование закона распределения зерен аустенита мартенситом.

3. Параметры МЦТО, позволяющие диспергировать зерна аустенита НМС до размера в несколько мкм и обеспечивающие нанометрическую и субмикронную ширину реек низкоуглеродистого мартенсита.

4. Составы, режимы обработок и параметры структуры концентрационно-неоднородных магнитных материалов на основе системы ХК, обеспечивающие сочетание высоких магнитных и механических характеристик сплавов.

Научная новизна:

1. Обнаружено образование двух морфологических типов мартенсита: реечного и глобулярного фрагментируемых при многоцикловой термической обработке (МЦТО) НМС. Реечный и глобулярный мартенсит обуславливают в целом характеристики прочности и вязкости. Лучшее сочетание характеристик механических свойств обеспечивает МЦТО с двукратным нагревом за каждый цикл до 950 °С и 850 °С и последующим низкотемпературным отпуском. Такая обработка обеспечивает у НМС 15Х2Г2НМФБ со структурной наследственностью фрагментированную глобулярно-реечную структуру со средней шириной реек 90 нм, наиболее i вероятный размер - 75 нм.

2. Выявлено, что с высокой вероятностью закон Луа и логнормальное распределение размеров зерен сохраняются в широких интервалах варьирования температуры нагрева НМС, несмотря на возрастание при увеличении температуры отличий среднего и наиболее вероятного размеров зерен. Закон распределения размера реек НМС наследует закон распределения зерен аустенита.

3. Обнаружено смещение локальных экстремумов на графиках кривых, полученных методом дифференциальной сканирующей калориметрии, в область повышенных температур и рост температуры начала мартенситного перехода при МЦТО НМС по мере увеличения числа циклов нагрев-охлаждение, что обусловлено повышением расслоений твердого раствора в процессе многоцикловой термической обработки.

4. Установлено, что по мере гомогенизации концентрационно-неоднородных сплавов на основе системы ХК распределения хрома и кобальта стремятся к логарифмически нормальному закону, при этом высокие магнитные и эксплуатационные характеристики соответствуют значениям коэффициентов вариации концентрации ниже 0,1.

5. Показано, ' что в концентрационно-неоднородном сплаве 30Х23КСА расслоение твердого раствора с образованием щ (фазы с повышенной концентрацией Со) со значением параметра а = 2,8843 Ä и а2 (фазы с повышенной концентрацией Cr и Мо) со значением параметра а = 2,8950 Ä происходит в интервале температур 650-500 °С. Значение параметра с для он и а,2 фаз совпадает: с = 2,8857 Ä.

Практическая значимость:

1. Установленные закономерности структурных превращений при термическом воздействии на сталь марки 15Х2Г2НМФБ позволили повысить работоспособность, технологичность и улучшить экологические показатели технологического процесса изготовления деталей («переводник РУ верхний» и «полумуфта шарнира») гидравлических забойных двигателей на предприятии ООО «Фирма Радиус-Сервис».

2. Разработаны параметры режимов термической обработки промышленной стали марки 15Х2Г2НМФБ, позволяющие достичь прочность л gb) 1500 МПа при KCV более 1,0 МДж/м . Ранее достигнутые механические свойства промышленных НМС: ов= 1300 МПа, KCV = 0,9 МДж/м2. Новые технологические режимы позволяют получать нанометрический размер реек мартенсита.

3. Предложены технологические режимы термического воздействия для получения концентрационно-неоднородных магнитных сплавов на основе ХК с нанометрическим размером основных фаз и высокими эксплуатационными свойствами. Магнитные материалы испытаны в составе изделий (ДМ-20, ДМ-21) на ОАО «Пермская научно-производственная приборостроительная компания» и предложены для замены направленно-кристаллизованных сплавов системы железо-никель-алюминий-кобальт.

В качестве объекта следований выбраны сплавы железа со структурой ОЦК, предмет исследований - формирование субмикронных и нанометрических размеров характерных элементов структуры данных сплавов при различных видах термического воздействия.

Основные результаты работы доложены и обсуждены на следующих конференциях: III Международной конференции «Современная металлургия начала нового тысячелетия», г. Липецк, 31.10-3.11 2006 г.; VI международной научно-практической конференции «Исследование разработка и применение высоких технологий в промышленности», г. Санкт-Петербург, 16-17 октября 2008 г.; Международной научно-практической конференции «Перспективные технологии и материалы», г. Пермь, 2008 г.; 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.; «X Международная научно-техническая уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых», г. Екатеринбург, 7-11 декабря 2009 г.; XX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», посвященной 100-летию со дня рождения H.H. Липчина, г. Пермь, 1-5 февраля 2010 г.

По теме диссертации опубликовано 11 печатных работ, в том числе 3 статьи в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Автор выражает благодарность д.т.н., профессору Шацову A.A., к.т.н., профессору Иванову A.C., д.ф.-м.н., профессору Спиваку Л.В., к.т.н. Уксусникову А.Н., сотрудникам кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» Пермского государственного технического университета, за помощь и поддержку, оказанные при выполнении работы.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Наилучшее сочетание свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) со структурой пакетного мартенсита и магнитных сплавов системы железо-хром-кобальт (молибден) достигнуты при получении характерных элементов структуры на уровне 50-100 нм. В обоих случаях нанометрический размер характерного элемента структуры можно сформировать только термической обработкой без высокоэнергетического воздействия. Термическая обработка включала многоцикловую термическую обработку (МТЦО) для НМС и закалку с последующим старением, обеспечивающим расслоение твердого раствора в магнитных сплавах.

2. Легирование НМС сильными карбидообразующими элементами (V и Nb) повышает температуру начала интенсивного роста зерна аустенита на 50-150 °С, что обусловлено образованием карбидов ниобия и ванадия. Выше температуры начала интенсивного роста зерна наблюдается существенное отличие среднего от наиболее вероятного размера зерен и появление дополнительных локальных экстремумов на кривой распределения.

3. Выявлено, что распределение зерен по размерам во всем температурном интервале исследований с высокой степенью вероятности описывают логарифмически нормальный закон и распределение Луа. Наличие правой ассиметрии распределения качественно подтверждает соответствие логнормальному закону.

4. Применение МЦТО с двукратным нагревом за каждый цикл до 950 °С, охлаждение и 850 °С, охлаждение позволяет диспергировать зерна аустенита НМС, что обеспечивает нанометрическую и субмикронную ширину реек низкоуглеродистого мартенсита. Доказано, что в НМС существует особый вид наследственности - закон распределения размеров реек наследует закон распределения размеров зерен.

5. По мере роста числа циклов нагрев-охлаждение установлено методом ДСК повышение температуры начала мартенситного перехода (Мн). Причиной повышения Мн является расслоение твердого раствора в процессе МЦТО. Многоцикловая термообработка не меняет закона распределения характерного элемента структуры, но обеспечивает его измельчение до наноуровня. Установление законов распределения, вычисление дисперсии, коэффициента вариации и средних значений позволило дать полное статистическое описание распределения элементов структуры, определяющих свойства сталей.

6. В НМС подвергнутых МЦТО обнаружено образование фрагментированной глобулярно-реечной структуры. Ширина реек после двух ассиметричных циклов изменялась незначительно до большого числа циклов. Глобулярная составляющая структуры измельчалась при МЦТО в большей степени. Основными структурными составляющими, определяющими механические свойства исследованных НМС, являются рейки, глобулы и их фрагменты. Фрагментированной глобулярно-реечной структуре соответствовало сочетание высоких характеристик механических свойств: ств = 1500 МПа, ст„,2 = 1250 МПа, 5=15 %, \\г = 55 %, KCU = 1,20 МДж/м2, KCV =1,0 МДж/м2.

7. Электронно-микроскопическими и рентгеновскими исследованиями выявлено, что нанометрические aj и аг — фазы в изученных концентрационно-неоднородных сплавах имеют тетрагональную решетку со слабо различающимися параметрами. Модулированная структура сплава 30Х23КСА, формируется термомагнитной и изотермической обработками в интервале температур 650-540 °С и обеспечивает сочетание высоких магнитных и механических свойств: коэрцитивная сила Нсь не менее 60 кА/м при значениях остаточной индукции Вг не менее 1,30 Тл и прочности ав не менее 350 МПа.

8. Исследованиями концентрационно-неоднородного материала 30Х23КСА установлено, что основные компоненты сплава распределены по логнормальному закону с коэффициентом вариации менее 0,1. Введение ванадия приводит к выделению сигма-фазы на этапе термомагнитной обработки и старения.

9. Натурные испытания подтвердили высокую работоспособность НМС и магнитных концентрационно-неоднородных материалов с нано- и субмикронным размером характерных элементов структуры. Внедрение наноструктурированных НМС дало экономический эффект превышающий 4 млн. руб.

В работе показана возможность получения материалов на основе железа с субмикронным и нанометрическим размером характерного элемента структуры без высокоэнергетического воздействия.

Новые материалы с нано и субмикронным размером характерных элементов структуры существенно превосходят не только известные аналоги, но и показатели, достижения которых ожидают в результате выполнения Федеральных целевых программам. Диссертация содержит усовершенствованные методики изготовления и • исследования наноматериалов на основе железа.

Формирование дисперсной наноструктуры без высокоэнергетического воздействия возможно только для ряда недавно созданных НМС со структурной наследственностью, позволяющей применять для измельчения структуры асимметричную многоцикловую термическую обработку.

Представленные результаты позволяют добиваться у наносталей: ав = 1500 МПа, сто,2 = 1250 МПа, 5=15 %, у = 55 %, КСИ = 1,20 МДж/м2, л

КСТ = 0,40 МДж/м . Мартенситная структура формируется в сечениях более 200 мм даже при замедленном охлаждении. По комплексу свойств разработанные наноструктурированные НМС существенно (по прочности в 2 раза) превосходят (при относительно низкой себестоимости производства) механические свойства сталей, запланированные Федеральной целевой программой (ФЦП) «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 20072012 годы» (мероприятие 1.3 - III очередь, ЛОТ 8. 2007-3-1.3-25-03. Конструкционные стали с ультрадисперсной и наноструктурой, методы их получения и обработки). Определенные в настоящей работе параметры низкотемпературной обработки, по-видимому, являются универсальными для материалов данного класса. Принципиальным отличием структуры НМС от традиционных материалов является полупроницаемые для дислокаций границы реек, границы зерен являются непроницаемыми, что дает возможность измельчать характерные элементы до нанометического размера с повышением прочности без потери вязкости.

Разрабатываемые наноструктурированные стали и режимы обработки приближают НМС по комплексу свойств к мартенситостареющим сталям (МСС).

В разделе, относящемся к коцентрационно-неоднородным материалам, получаемым методами порошковой металлургии из поликомпонентных шихт, показана возможность решения двух основных проблем порошковой металлургии: пористости и концентрационной неоднородности простыми технологическими приемами. Новые концентрационно-неонородные наноматериалы на основе системе железо-хром-кобальт содержали после термомагнитной и изотермической обработок в заданных температурных интервалах только две когерентные тетрагональные нанофазы, параметры решетки которых определены впервые.

Достигнуты значения коэрцитивной силы Нсь = 60 кА/м при значениях остаточной индукции Вг = 1,30 Тл. Основные преимущества: наилучшее отношение цена/качество, хорошая обрабатываемость в закаленном состоянии, высокий коэффициент использования материалов (до 95 %), возможность кратного уменьшения зазоров между ротором и статором (за счет высокой стабильности размеров и свойств и отсутствия сколов), что является важной предпосылкой создания новых высокоточных приборов.

Новые наноструктурированные магнитотвердые материалы существенно превосходят уровень требований, предъявляемый к исследованной системе сплавов Федеральной целевой программой «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 годы». Мероприятие 2.3 -III очередь, ЛОТ 4. 2007-3-2.3-24-01.

Расчет экономической эффективности внедрения НМС 15Х2Г2НМФБ взамен сталей 40ХН2МА на предприятии ООО «Фирма «Радиус-Сервис» для деталей «переходник РУ верхний», и «полумуфта шарнира» показал возможность сокращения производственных и эксплуатационных расходов на сумму, превышающую 4 млн. рублей 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 по всем основным эксплуатационным характеристикам.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Чеховой А.Н. Наноиндустрия для авиакосмической техники // XXVII академические чтения по космонавтике: тезисы докладов. М. — «Война и мир».-2003.-328 с.

2. Физическое металловедение / Под редакцией Кана Р.: Пер. с англ. -М.: Мир, 1968. - Вып. 3.-484 с.

3. K.S. Kumar, H.Van Swygenhoven, S. Suresh. Mechanical behavior of nanocrystalline metals and alloys // Acta Materialia. 2003. - Vol. 51.- P. 5743-5774.

4. Meyers M.A., Mishra A., Benson DJ. Mechanical properties of nanocrystalline materials // Progress in Materials Science. 2006. - Vol. 4.- P. 427-456.

5. Малыгин Г. А. Прочность и пластичность микро- и нанокристаллических материалов // Физика твердого тела. 2007. - Т. 49. -№6.-С. 961-982.

6. Глезер A.M. Прочность наноструктур // Успехи химических наук. -2009. -№ 179.-С. 337-358.

7. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. I Особенности структуры. Термодинамика. Фазовые равновесия. Кинетические явления // Физика металлов и металловедение. 1999. - №1. - С. 50-73.

8. Андриевский Р. А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. II. Механические и физические свойства // Физика металлов и металловедение. 2000. - №1. - С. 91-112.

9. Морохов И.Д., Петинов В.И., Трусов Л.И., Петрунин В. Ф. Структура и свойства малых металлических частиц // Успехи физических наук. 1981. - №4. - С. 653-692.

10. Arzt В. Size effect in materials due microstructural and dimensional constraints: a comparative review // Acta Materialia. 1998. - Vol. 16.-P. 5611-5626.

11. Gleiter H., E.N. Hansen, T. Leffers, H. Lilholt. Materials with ultrafine grain size // Proceedings of Second Riso International Symposium on Metallurgy and Materials Science Roskilde: Denmark, 1981. - P. 15—21.

12. Gleiter H. Nanostructured materials // Progress material Science. 1989. -Vol. 33. - P.223 - 315.

13. Siegel R.W. What do we really know about the atomic-scale structure of nanophase materials? // Physics Chemical Solids. 1994. - Vol. 55. -P. 1097-1106.

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

15. Валиев Р. 3., Александров И. В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. - 272 с.

16. Зайченко С.Г., Глезер A.M. Дисклинационный механизм пластической деформации нанокристаллических материалов // Физика твердого тела. 1997. - Т. 39. - № 11. - С. 2023—2028.

17. Дегтярев М.В., Чащухина Т.И., Воронова Л.М., Давыдова Л.С., Пилюгин В.П. Формирование сверхмелкозернистой структуры при рекристаллизации сильнодеформированной конструкционной стали // Физика металлов и металловедение. 1994. - Т.77. - №.2. - С. 141-141.

18. Козлов Э.В., Попова Н.А., 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.

19. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть II. Деформация. М.: МИСИС, 1997.-527 с.

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

21. Андреев Ю.Г., Штремель М.А. Упаковка кристаллов мартенсита в псевдомонокристалле // ДАН СССР. 1977. - Т. 237. - № 3. - С. 574-576.

22. Андриевский P.A., Глезер A.M. Прочность наноструктур // Успехи физических наук. 2009. - № 337. - С. 337-358.

23. Козлов Э.В., Попова H.A., Конева H.A. Фрагментированная субструктура, формирующаяся в ОЦК-сталях при деформации // Известия РАН. Серия физическая. 2004. - Т.68. - №10. - С. 1419-1427.

24. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко JI.H. Влияние типа субструктуры на перераспределение углерода в стали мартенситного класса в ходе пластической деформации // Известия вузов. Физика. 2002. - №3. - С. 72-86.

25. Теплякова Л.А., Попова H.A., Игнатенко Л.Н., Козлов Э.В. Фрагментация структуры при пластическом деформировании пакетного мартенсита // Субструктура и механические свойства металлов и сплавов. —1988. Томск: ТГУ. - С. 71-76.

26. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами. М.: Металлургия,1989. 496 с.

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

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

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

30. 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.

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

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

33. Коган Л.И., Энтин Р.И. Кинетика полиморфного превращения железа // ДАН СССР. 1950. - Т. 73. - С. 1173-1176.

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

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

36. Энтин Р.И., Коган Л.И., Одесский П.Д., Клейнер Л.М., Толмачева Н.В. Прочностные свойства низкоуглеродистой мартенситной стали 07ХЗГНМ7/ Металлы. 1982. - № 4. - С. 86-90.

37. 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.

38. Клейнер Л.М., Толчина И.В. Конструкционные низкоуглеродистые мартенситные стали // Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке: Сборник трудов межд. конференции. М.: Металлургия, 1994. - Кн.5. - С. 120-122.

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

40. Клейнер Л.М., 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.

41. Клейнер JIM. Прогрессивные процессы изготовления термоупрочненных полуфабрикатов при обработке сталей давлением // Прогрессивные технологические процессы в обработке металлов давлением: Сборник материалов. — Магнитогорск, 1997. С. 195-200.

42. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М. Особенности у-»а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ // Физика металлов и металловедение. — 2002.-Т. 93.-№2.-С. 1-4.

43. Корзников A.B., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен, формирующихся в металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением // Физика металлов и металловедение. 2008. - Т. 106. - № 4. - С. 433-438.

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

45. 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.

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

47. Хирш П., Хови А., Николсон Р., Пэшли Д., Уэлан М. Электронная микроскопия тонких кристаллов / Под редакцией Утевского Л.М. М.: Мир, 1968.-575 с.

48. Sarma D.S., Whiteman J.A., Woodhead J. // Metal Science Journal 1976 -Vol. 10.-№ 11.-P. 391-395.

49. Chilton J.M., Barton C.J., Speich G.R. // Iron and Steel Inst. 1970 - Vol. 208.-№2.-P. 184-193.

50. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys // Metallurgical Trans. 1971 - Vol. 2. - № 9. - P. 2343-2357.

51. Apple СЛ., Caron R.N., Krauss G. // Metallurgical Trans. 1974 - Vol. 5. -№ 3. — P. 593-599.

52. 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.

53. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина JI.M. Термомеханическая обработка стали. — М.: Металлургия, 1983. — 480 с.

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

55. Сверхмелкое зерно в металлах / Пер. с англ. под редакцией Гордиенко Л.К. М.: Металлургия, 1973. - С. 135-163.

56. 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.

57. Счастливцев В.М., Олесов В.Н., Смирнов Л.В., Фокина Е.А., Калетин А.Ю. Влияние магнитного поля на морфологию мартенсита и механические свойства сплава 50Н26 // Физика металлов и металловедение. 1990. - № 11. -С. 166-174.

58. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Мартенситное превращение в магнитном поле. Екатеринбург: УрО РАН, 2007. 323 с.59. "ММРА Standard No. 0100-00, Standard Specifications for Permanent Magnet Materials," International Magnetics Association.

59. Молотилов Б.В. Прецизионные сплавы. — M.: Металлургия, 1983. -438 c.

60. Винтайкин E.3., Урушадзе Г.Г., Беляцкая И.С., Сухарева Е.А. О структуре магнитных сплавов железо хром - кобальт // Физика металлов и металловедение. - 1974. - Т.38. - № 5. - С. 1012-1015.

61. Салимгареев Х.М., Столяров В.В., Корзников A.B. Влияние температуры закалки на структуру и свойства магнитотвердых Fe-Cr-Co-сплавов // Институт проблем сверхпластичности металлов АН СССР, г. Уфа. -1991.-№8, С. 42-43.

62. Колчин А.Е., Кондрашенко A.B., Менушенкова Н.В., Самарин В.А. Влияние предварительной обработки на структуре и фазовый состав Fe Cr -Со - Си - Nb сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. -1991.-№2.-С. 40-42.

63. Магат Л.М., Иванова Г.В., Лапатина Т.П. Структурные превращения и магнитные свойства высококоэрцитивного сплава Fe-Cr-Co-Si // Физика металлов и металловедение. 1975. - Т. 40. - С. 55-60.

64. Конверистый Ю.К., Ефименко С.П., Корзникова Г.Ф., Миляев А.И. Оптимизация режима изотермической термомагнитной обработки магнитотвердого сплава системы Fe-Cr-Co с 8% Со // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. - № 5. - С. 15-17.

65. Миляев А.И., Конверистый Ю.К., Ефименко С.П., Корзникова Г.Ф. Магнитные свойства диформируемого магнитотвердого Fe-Cr-Co сплава с 8% кобальта // Физика и химия обработки материалов. - 2003. - №3.- С. 86 88.

66. Стопченко А.Ю., Чижов С.Н. Порошковая металлургия ПО «Магнит» для приборостроения // Приборы и системы управления. 1991. - № 11.- С. 43-44.

67. Ушакова O.A. Формирование кубической текстуры при рекристаллизации в холоднокатаных сплавах Fe-Cr-Co-Mo. Автореф. дис. канд. техн. наук. Москва, 2008. — 24 с.

68. Винтайкин Б.Е., Сапкова И.Г., Голиков В.А., Дударев В.В. О структуре типа «ферромагнитной губки» в сплавах системы Fe-Cr-Co // Физика металлов и металловедение. 1991. - №10. - С. 105-110.

69. Либман М.А., Эйдинов А .Я. Опыт изготовления магнитно-твердых сплавов на Fe-Cr-Co-основе для постоянных магнитов // Сталь. — 1993. №2. -С. 81-84.

70. Беляцкая И.С. Об образовании тетрагональных фаз в магнитожестких сплавах на основе Fe-Cr-Co // ДАН СССР. 1989. - Т 266. - №2. - С. 331-335.

71. Сидорова Г.В., Корнеев В.П., Миляев И.М., Коваленко Л.В., Ефименко С.П. Исследование структурных изменений в сплаве Fe-Cr-Co на начальной стадии процесса формирования высококоэрцетивного состояния // Металлы. -1997.-№6.-С 90-92.

72. Винтайкин Б.Е. Закономерности формирования структуры и магнитных свойств магнитно-жестких сплавов на основе системы Fe-Cr-Co // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. - № 12. -С. 12-14.

73. Банных O.A., Булберг П.К., Алисова С.П. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. М.: Металлургия, 1986.-440 с.

74. Белозеров Е.В., Уймин М.А., Ермаков А.Е., Сериков В.В., Клейнерман Н.М., Иванова В.В. Влияние вольфрама и галлия на структуру и механические свойства сплавов системы Fe-Cr-Co // Физика металлов и металловедение. 2008. - Т.106. - №5. - С. 489-497.

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

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

77. 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.

78. Беккерт М., Клемм Х.М. Способы металлографического травления. Справочник. М.: Металлургия. - 1988. — 399 с.

79. Безниско Е.И., Карпасюк Е.К., Шабанова Г.А., Щепеткин A.A. Экспериментальные основания модели процессов перемагничивания поликристаллов с учетом взаимодействия зерен // Естественные науки. -2005.-№4.-С. 119-123.

80. Чаэрова М.Н. Закономерности формирования зерна аустенита и их применение для повышения структурной однородности и качества пружинной проволоки. Автореф. дис. канд. техн. наук. — Н. Новгород, 2008. -24 с.

81. Ахназарова С.Л., Кафаров В.В. Методы организации эксперимента в химической технологии. М.: Высшая школа. - 1985. - 319 с.

82. Бурдун Г.Д., Марков Б.Н. Основы метрологии. М.: Изд-во стандартов. - 1985. - 120 с.

83. Лемешко Б.Ю., Чимитова Е.В. О выборе числа интервалов к критерияхлсогласия типа % II Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2003. -Т. 69.-С.61-67.

84. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия. - 1973. - 584 с.

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

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

87. 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.

88. Анциферов В.Н., Масленников Н.Н., Пещеренко С.Н. Определение химической неоднородности распределения элементов в порошковых материалах // Порошковая металлургия. 1982. - № 2. - С.62-66.

89. Рабинович А.И. Устройство связи рентгеновского микроанализатора МАР-2 с ЭВМ // Процессы гомогенизации и диффузии в порошковых материалах. Пермь: Изд-во ППИ, 1982. - С. 162-165.

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

91. Колмогоров А.Н. О логарифмически нормальном законе распределения размеров частиц при дроблении // ДАН СССР. 1941. - Т. 31. Вып. 2. - С. 99—101.

92. Бокштейн Б.С., Копецкий Ч.В., Швиндлерман Л.С. Структура и свойства внутренних поверхностей раздела в металлах. М.: Наука, 1988.- 272 с.

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

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

95. Карабасова JI.B., Спасский М.Н., Штремель М. А. Иерархия структуры малоуглеродистого мартенсита // Физика металлов и металловедение. -1974.-№6. -С. 1238-1248.

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

97. Блантер М.Е. Теория термической обработки. — М.: Металлургия, 1984. 328 с.

98. Бодяко М.Н., Астапчик С.А., Ярошевич Г.В. Мартенситностареющие стали. — Минск: Наука и техника, 1976. 248 с.

99. Ларинин Д-М. Формирование структуры и повышение конструкционной прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей. Автореф. дис. канд. техн. наук. Н. Новгород, 2010. — 20 с.

100. Grange R.A. Strengthening steel by austenite grain refinement // Transactions American Society for Metals. 1966. - Vol. 59. - P. 26-47.

101. Шубаков B.C., Менушенкова H.B., Самарин Б.А. Формирование структуры однофазного a-твердого раствора в сплавах типа X30K15M3 в условиях фазового наклепа // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. - № 12. - С. 9-11.

102. Пат. 1802750 СССР. С 22 С 3/12. Способ изготовления спеченных постоянных магнитов / В.Ф. Пастушков, Л.А. Михайлова, Ю.В. Корсун. 1993.

103. Федорченко И.М., Францевич И.Н., Радомысельский И.Д. Порошковая металлургия. Материалы, технология, свойства, области применения: Справочник. Киев: Наукова думка, 1985. - 624 с.

104. Пат. США 4601876, МКИ С22 С 32/00. 1986.

105. Гасанов В.Г., Тамадаев В.Г., Магомедов М.Г. Гомогенизирующее спекание порошковых магнитотвердых сплавов // Порошковые и композиционные материалы и изделия. Новочеркасск, 2000. С.71-75.

106. Ряпосов И.В., Шацов A.A. Особенности легирования, структура и свойства порошкового магнитотвердого сплава с повышеннымиэксплуатационными характеристиками // Перспективные материалы. — 2009. № 1. - С. 57-61.

107. Кавалерова Л.А., Ким A.C., Шацов A.A. Постоянные магниты из магнитотвердых материалов // Радиоспектроскопия. 1993. - № 21. -С. 207-210.

108. Шацов A.A., Латыпов М.Г. Гомогенизация концентрационно-неоднородных трипсталей // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 20011 - № 12. - С. 28-31.

109. Анциферов В.Н., Пещеренко С.Н. Шацов A.A. Диффузионная гомогенизация порошковых материалов системы Fe-Ni-Cr-Mo // Известия вузов. Черная металлургия. 1987. - № 9. - С. 65-68.

110. ГОСТ 24897-81. Материалы магнитотвердые деформируемые. Введ. 31.07.1981. - М.: Изд-во стандартов, 1981. -21 с.

111. Пат. № 2038918 РФ. МКИ 6 22 F 1/00, 3/12, Н 01 F 1/08. Способ изготовления порошковых материалов системы Fe-Cr-Co для постоянных магнитов / A.A. Шацов. 1995.

112. Анциферов В.Н., Смышляева Т.В., Шацов A.A. Износостойкость и сопротивление усталости метастабильных псевдосплавов сталь-медь // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. - № 12. -С. 15-20.

113. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A., Смышляева Т.В. Порошковая сталь со структурой метастабильного аустенита // Порошковая металлургия. 1994. - № 3/4. - С. 42-47.

114. Овчинников В.В., Звигинцев Н.В. Исследование старения сплавов Fe-Cr-Co методами калориметрии и ядерного гамма-резонанса // Физика металлов и металловедение. 1976. - № 2. - С. 310-317.

115. Винтайкин Б.Е., Кузьмин Р.Н. Об особенностях фазового равновесия в высококоэрцитивных сплавах Fe-Cr-Co-Mo // Физика металлов и металловедение. 1987. — №1. - С. 101-106.

116. И.С. Беляцкая, Сухарева Е.А. Магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co и Fe-Cr-Co-Mo // Физика металлов и металловедение. 1979.-№4. с. 759-763.

117. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. - 366 с.

118. 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.

119. H.K.D.H. Bhadeshia. Bainite in steels. Transformations, Microstructure and Properties. 2nd ed. The University Press, Cambridge, 2001. 454 p.

120. 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№ 1.6Д7.770.052 6Д7.770.052-01

121. Направление намагничивания1x10.02| АI»1. Х|Р,02(А16Д8.770.052 6,4.0.156Д8.770.052-01 12,44^,. 7-<ми>6Д7.770.046 6Д7.770.046-0122 "-КГ

122. Направление намагничивания1. Деталь А В С6Д8.770.046 8.585.,.,,2 7Д»М 10,и6Д8.770.046-01 1 7,485.,,.*, ' 6.9.,,,1. Эскизы деталей магнит

123. Роторы датчиков моментов: ДМ-20 а, ДМ-21 б.1.№•> ¡опцат тГОСТ 2№Я ^ НИ. >М. *П%>7. J * 'Разпери еЛап шскр"Допускается скруг/ть плаЬоо ттгО не ¡ыхаЗялсИ и аре!ш ¡разаты ра&м/а.

124. Осшрие крапы ррияутт (0.1ЛЦт.

125. Неуказанные Внутренние радиуси (в.2~В В) ял

126. Покрытие Хин. Ясс. аке. им Хин, Фк. прн. ГОСТ 9Л1£-85.

127. В елухих наб. с ханическод резьВод Ат/схаеася втеупхяйие покриаал В.Шпо1ерхн А Итуиаеап гл1} си стерла НОтнеСслес. 9. Наркиройаш ударны* ажвйон шрифта* 4 индийиА/алний юнермШ7£}-11. ДРУЗ-106РС.0241. Полумуфта шарнирагпгтхт-вяштшсгшз-я2.6