автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Материаловедческие основы новых технологий непрерывной разливки и радиационно-термической обработки труднодеформируемых сталей и сплавов

На правах рукописи

Александрова Наталья Михайловна

Материаловедческие основы новых технологий непрерывной разливки и радиационно-термической обработки труднодеформируемых сталей и сплавов

Специальность 05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка

металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва - 2006

Работа выполнена в Институте металловедения и физики металлов ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина"

Официальные оппоненты

Доктор технических наук, профессор Молотилов В. В. Доктор технических наук, профессор Дуб В. С. Доктор технических наук, профессор Ушаков Б. К.

Ведущая организация: НПО "Композит", г. Королев.

Защита диссертации состоится 11 октября 2006 г., в 15 часов на заседании диссертационного совета Д.217.035.01 ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина" по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская, д. 9/23

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП "ЦНИИчермет им. И. П. Бардина".

Автореферат разослан "_4_" сентября 2006 г. Телефон для справок: +7 (495) 777 - 93 - 50 Ученый секретарь диссертационного совет-

доктор технических наук, профессор

Свистунова Т. В.

ХФОЬА

¿%БЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В число актуальных проблем, стоящих перед современной металлургией, на первый план выдвигается задача обеспечения промышленности материалами, обладающими комплексом требуемых механических свойств в сочетании с высокой их технологичностью. Металлурги, например, пытаются решать их за счет широкого использования усовершенствованных технологий непрерывной разливки.

В то же время имеется большая группа сталей, непрерывная разливка которых до настоящего времепи считалась невозможной из-за их низкой технологической пластичности. К числу таких сталей относятся быстрорежущие, высокохромистые гатамповые, графитизируемые кремнистые и ряд других. Решение проблемы непрерывной разливки этих сталей невозможно без исследований закономерностей формирования структуры и свойств, начиная со стадии кристаллизации.

Не случайно, на 3-й Европейской конференции по непрерывной разливке в числе первоочередных направлений научных работ в XXI — веке отмечены разработки в области фундаментальных исследований кристаллизационных процессов, а также разработка новых подходов к разливке трудноде-формируемых сталей с широким интервалом температур кристаллизации. К их числу относятся выбранные для исследования в нашей работе быстрорежущие и графитизируемые стали.

В настоящее время производство быстрорежущих сталей осуществляется путем монотонного охлаждения металла в изложницах. В результате в слитках формируется грубая структура, содержащая эвтектические составляющие, резко снижающие пластичность. Кроме того, их фазовый состав также отрицательно сказвгеается на пластичности, что делает невозможной непрерывную разливку металла. Именно поэтому дальнейшая переработка слитков на сортамент предусматривает обязательную операцию ковки.

К другой группе сталей с низкой технологической пластичностью относятся графитизируемые стали. При традиционно используемой технологии монотонного охлаждения отливок низкая технологическая пластичность этих сталей связана с грубыми коралловидными и хлопьевидными формами графитных включений и их неоднородным распределением по сечению отливок. Для обеспечения сочетания высоких свойств таких сталей требуется сформировать структуру с дисперсными частицами графита шаровидной формы. В практике использования графитизированных сталей подобные структуры формируются длительными отжигами, либо прецизионной деформационно-термической обработкой.

Отмеченные сложности производства труднодеформируемых сталей

РОС. НАЦИОНАЛЬНАЯ БИБЛИОТЕКА С.-Петербург

обусловлены тем, что не разработаны эффективные способы воздействия на литую структуру, являющуюся основой ее наследственного влияния на структуру и свойства при всех последующих переделах. Решение проблемы управления литой структурой следует искать на пути разработки принципиально новых методов управления кристаллизацией разливаемого металла.

Не менее актуальной задачей для современного металловедения является и изыскание различных путей повышения свойств материалов за счет модифицирования структуры не всего объема, а лишь их поверхностных слоев. Для этих целей широко используются различные методы химико-термической обработки, воздействие токами высокой частоты, лазерными, плазменными и другими способами.

Одним из эффективных способов модифицирования структуры и свойств поверхностных слоев материалов является метод радиационно-термичес-кой обработки (РТО), который реализуется при облучении потоком высокоэнергетических электронов.

Следует подчеркнуть, что если для машиностроения указанные способы разрабатываются с целью повышения свойств готовых изделий, то для металлургической промышленности эта проблема актуальна в связи с необходимостью повышения комплекса свойств обрабатывающего оборудования (валков станов горячей и холодной прокатки, проводок и фильер проволочных станов, штампового инструмента). Однако к моменту постановки данной работы методы РТО только начинали разрабатываться. Прогнозировать изменения поведения оборудования в эксплуатации после его ра-диационно-термического облучения и оценить ресурс работы было невозможно без исследования структуры и свойств металла. Поэтому постановка и проведение исследований по данной проблеме представлялись актуальными и вполне обоснованными.

Цель и задачи работы. Комплексное изучение закономерностей формирования структуры и свойств бысторежущих, графитизируемых, хромистых, низкоуглеродистых сталей и чугунов при различных условиях кристаллизации и радиационно-термического облучения, а также разработка на их основе новых технологий непрерывной разливки и упрочнения труд-нодеформируемых материалов.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. На основе нового подхода к условиям формирования литых структур, связанного с заменой монотонного охлаждения слитков на импульсно-не-прерывное, разработать метод его реализации.

2. На модельных слитках провести исследования структуры и свойств

отобранных групп сталей и чугуна и тем самым определить параметры, обеспечивающие повышение их технологической пластичности.

3. С использованием установленных на модельных слитках связей скоростей теплоотвода при импульспо-непрерывной кристаллизации с характеристиками формирующейся структуры, влияющими на технологическую пластичность, приступить к разработке в промышленных условиях технологии непрерывной разливки быстрорежущей стали Р6М5, а также деформационно-термических режимов производства требуемого сортамента из непрерывнолитой стали.

4. Для выяснения возможностей расширения применимости принципов немонотонного импульсного охлаждения, как способа воздействия на литую структуру, исследовать другие подходы к условиям кристаллизации с более высокими скоростями, в частности, методы циклической радиацион-но-термической обработки поверхности.

Научная новизна работы.

1. Разработаны новые методы импульсно-непрерывной кристаллизации отливок (ИНКО) и литейно-кристаллизационных термообработок (ЛКТО), в которых вместо традиционного монотонного охлаждения слитков применяется чередование периодов охлаждений и отогревов. Методы опробованы на примерах кристаллизации быстрорежущей стали Р6М5, высокоуглеродистой графитизированной стали и серых чугунов. Во всех случаях установлено, что они позволяют существенно диспергировать литую структуру и сделать ее более однородной. Новые методы не имеют аналогов ни в России, ни за рубежом.

Новизна и приоритет метода защищены патентом Российской Федерации № 2101129 (приор, от 26.09.96 г.), и № 2159291 (приор, от 10.04.2000 г.).

2. Получены новые данные о закономерностях формирования морфологии и дисперсности карбидных фаз, графитных включений и различных матричных структур, образующихся при кристаллизации исследуемых сталей и чугунов как в широком диапазоне скоростей монотонного охлаждения (от 1 до 104 -108 °С/с), так и в процессе импульсно-непрерывной кристаллизации.

В графитизируемой стали, закристаллизованной по методу ИНКО, достигнуто получение в литой структуре однородного распределения мелкого шаровидного графита, в то время как при других способах кристаллизации подобная структура формируется только после сложных деформационно-термических обработок и длительных отжигов.

3. Сопоставлением структур с механическими свойствами (твердость, ударная вязкость), а также с фрак то графическими данными доказано, что

метод ИНКО позволяет повышать технологическую пластичность быстрорежущей и графитизируемой сталей до уровня, обеспечивающего их деформируемость без растрескивания.

4. Разработана промышленная технология разливки труднодеформируе-мой стали Р6М5 на МНЛЗ ОАО ММЗ "Серп и молот". Исследованиями структуры и свойств непрерывнолитой стали Р6М5 показано, что ее технологическая пластичность выше, чем у стали, получаемой по традиционной технологии. Новая технология защищена патентом Российской Федерации № 2159291 от 10.04.2000 г.

5. Повышение технологической пластичности промышленных заготовок стали Р6М5, полученных по методу "ИНКО — ЛКТО", подтверждается, прежде всего, фактом ее непрерывной разливки на МНЛЗ без растрескивания при высоких степенях деформации на участках загиба и разгиба.

Технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5, оцениваемая по ударной вязкости, возрастает в 2 - 2,5 раза по сравнению со сталью, получаемой по стандартной технологии (ак увеличивается от 0,1 до 0,27 МДж/м2). Разрушение происходит по вязко-хрупкому механизму, причем доля вязкой составляющей достигает 30%.

Повышенная технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 позволяет подвергать ее дальнейшим деформационным переделам без предварительной операции ковки, обязательной при стандартной технологии.

Проведенные исследования температурной зависимости ударной вязкости показали, что в области температур 900 - 1100 °С данная характеристика для непрерывнолитой стали Р6М5 не уступает значениям для стали кованого стандартного слитка.

6. Разработаны новые методы радиационно-термического упрочнения изделий из сталей и чугунов, благодаря которым повышается износостойкость деформирующего оборудования металлургических заводов (валков холодной прокатки, проводок волочильных станов и др.) и улучшается качество листов и лент, получаемых с использованием данного оборудования. Новизна указанных методов подтверждена авторскими свидетельствами: а.с. >6 1150954, приор, от 10.11.1984 г., а.с. № 1170787, приор, от 01.04.1985 г., и а.с. № 1774661, приор, от 08.07.1992 г.

7. Показано, что модифицированная циклическими радиационно - термическими обработками структура упрочненных слоев малоуглеродистой и графитизированных сталей и чугуна по своему характеру во многом сходна со структурой, формирующейся в объеме йри кристаллизации по методу ИНКО. Для ИНКО и для РТО характерны измельчение зерна, более однородное распределение высокодисперсных карбидных и графитных фаз. Отличительной особенностью структур после РТО является образование

высокой концентрации радиационно - термических дефектов (вакансий, дислокаций), зафиксированных прямыми измерениями методами электронной микроскопии и аннигиляции позитронов.

8. Разработана новая технология радиационно-термического упрочнения изношенных и новых валков холодной прокатки, позволяющая в 1,5 и 2 раза увеличить их стойкость по сравнению с валками, закаленными ТВЧ. Новизна и эффективность технологии защищена а. с. № 1702697 приоритет от 02.10.1989 г. и патентом Российской Федерации № 20778144 приоритет от 27.04.1995 г.

Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:

- использованием комплекса современных методов исследования структуры: (металлографии с компьютерным анализом изображения, рентгенографии, электронной микроскопии, ядерного гамма - резонанса и метода аннигиляции позитронов);

- согласованностью результатов лабораторных и промышленных экспериментов;

- повышением технологической пластичности быстрорежущей стали Р6М5 и успешной реализацией непрерывной разливки стали на МНЛЗ криволинейного типа с использованием метода импульсно- непрерывной кристаллизации;

- качеством промышленно произведенной продукции в виде горячекатаных листов из непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5;

- успешной реализацией разработанных методов радиационно - термических облучений при обработке промышленного оборудования из сталей и чугунов (валков станов холодной прокатки, проводок волочильных станов), а также повышением качества продукции, изготовляемой с применением такого оборудования.

Практическая значимость и экономическая эффективность работы заключаются:

- в разработке технологии непрерывной разливки труднодеформируемой быстрорежущей стали Р6М5, основанной на методе "ИНКО - ЛКТО", которая позволяет исключить операцию ковки, обязательную для стандартной разливки быстрорежущее стали в изложницы. Это создает возможность реализации сквозной технологической цепочки от стадии разливки до получения задаваемого сортамента, исключающей повторные нагревы. Новая технология позволяет уменьшить число технологических операций с 18 до 5 при получении листа и сортамента, сократить продолжительность цикла производства на 30%, повысить выход годного металла на 25% и более чем на 30% снизить себестоимость стали, а также создает возможность непрерывной разливки других сталей, которые не разливались;

- в успешной реализации разработанных методов радиационно- термических облучений при обработке промышленного оборудования из сталей и чугунов, увеличивая срок службы валков холодной прокатки в 1,5 и 2 раза, а проводок из чугуна в 2,5 - 5 раз, и повышая качество продукции прокатного и волочильного производства.

В работе решена важная народнохозяйственная задача обеспечения металлургической промышленности новыми конкурентоспособными технологиями непрерывной разливки и радиационно-термической обработки сталей и сплавов, снижающими энергетические затраты, повышающими производительность труда и качество продукции.

Новизна, экономическая эффективность и конкурентоспособность новой технологии непрерывной разливки на международной арене подтверждена присуждением двух Золотых медалей на выставках: 5-м международном салоне промышленной собственности "Архимед' 2002" и 11-й международной специализированной выставке "Металл-Экспо* 2005". Технология ра-диационно-термического упрочнения валков холодной прокатки отмечена бронзовой медалью ВДНХ СССР.

На защиту выносятся:

- Закономерности формирования структуры и свойств быстрорежущих и графитизируемых сталей при кристаллизации в условиях монотонного охлаждения с различными скоростями и при импульсно-непрерывном охлаждении.

- Новые методы импульсно-непрерывной кристаллизации различных сталей и чугунов.

- Новая технология непрерывной разливки на МНЛЗ криволинейного типа быстрорежущей стали Р6М5.

- Результаты исследования структуры и свойств после деформационно-термических режимов производства листа и сортамента из непрерывноли-той стали Р6М5.

- Новые методы радиационно-термического упрочнения сталей и чугунов, приводящие к повышению износостойкости оборудования, используемого для деформации сталей и сплавов.

- Совокупность экспериментальных результатов комплексного исследования изменений структуры и механизмов упрочнения сталей и чугунов, вызванных воздействием циклических радиационно-термических обработок. Технологические рекомендации по режимам упрочнения различных промышленных изделий (проводок волочильных станов).

- Ресурсосберегающая технология повышения износостойкости валков холодной прокатки методом их циклического радиационно-термического облучения электронным пучком.

Апробация диссертационной работы

Основные результаты работы доложены на: III Всесоюзном совещании "Применение ускорителей заряженных частиц в народном хозяйстве" (Ленинград, 1979); первой межзаводской школе "Новые методы поверхностного упрочнения валков" (М., 1984); Всесоюзном семинаре "Опыт производства и эксплуатации литых и кованых валков повышенного качества" (М., 1986); конференции "Диффузионные процессы в металлах" (Тула, 1987); VI Всесоюзном совещании "Применение ускорителей заряженных частиц в народном хозяйстве" (Ленинград, 11-13 окт. 1988); семинаре-совещании "Модификация структуры и свойств материалов электронными пучками" (Липецк, 6-8 июня 1989); I Всесоюзном семинаре "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (Обнинск, 23-25 апр. 1991); 2- й Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах" (Барнаул, 15 сент. 1994); 2-й Международной школе и симпозиуме по физике материалов (Польша, 17-22 сент. 1995); IV Собрании металловедов России (Пенза, 23-25 сент., 1998); Международной конференции по производству непрерывнолитых материалов (Мадрид, октябрь 1998); Стародубовских чтениях (Днепропетровск, 1999); V Собрании металловедов России (Краснодар, 10-13 сент. 2001); V международном салоне промышленной собственности "Архимед" (Москва, 2002); Стародубовских чтениях (Днепропетровск, 2003, 2004); 7 - й конференции "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий (Обнинск, 16-19 июня, 2003); 11-й международной специализированной выставке "Металл-Экспо" (Москва, 2005); XI,IV международной конференции "Актуальные проблемы прочности" (Вологда, 3-7 окт. 2005).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 35 печатных работ, получено 3 патента и 4 авторских свидетельств.

Личный вклад автора в работах, выполненных в соавторстве, состоит в постановке задач исследований; выработке направлений и методов решения технологических проблем; в обосновании требований к фазовым составам формирующихся структур при кристаллизации труднодеформируе-мых материалов. Все лабораторные и промышленные исследования, а также их трактовка выполнены при непосредственном участии автора. Организация промышленного освоения ресурсосберегающих технологий непрерывной разливки быстрорежущей стали и радиационно-термических обработок проводилась в равной степени участия с соавторами.

Структура и объем работы

Работа состоит из введения, 8 глав, общих выводов по работе и содержит

331 стр. текста, 105 рис., 15 таблиц и списка литературы, включающего 212 наименований, приложение 10 стр. Основное содержание работы

Во введении дана краткая характеристика области исследования, обоснована актуальность работы, сформулированы цель и задачи исследования, научная новизна, практическая значимость и эффективность работы, а также положения, выносимые на защиту.

Первая глава содержит анализ научно-технических данных по двум группам труднодеформируемых сталей — быстрорежущих инструментальных и графитизируемых.

Структура литой вольфрамомолибденовой стали Р6М5 и подобных ей Р6М5К5 и Р6М5ФЗ характеризуется повышенной, по сравнению со сталями других классов, сложностью. Обзор имеющихся данных показывает, что в быстрорежущих сталях при кристаллизации протекают конкурирующие процессы перитектического и эвтектического характера. Относительные объемные доли и морфология фазовых составляющих в закристаллизованных структурах зависят от скоростей затвердевания расплавов. Высокая хрупкость и низкая трещиностойкость быстрорежущих сталей связаны с большими размерами (10-15 мкм) карбидных частиц в эвтектических колониях.

Дополнительной причиной неоднородности литой структуры вольфрамо-молибденовых быстрорежущих сталей является различная структура их металлической основы. Она состоит из двух типов аустенита: образовавшихся по перитектической реакции областей и кристаллизующихся непосредственно из жидкости. Эти два типа аустенита различаются по химическому составу и размерам зерен, а, главное, они создают неоднородное распределение карбидной фазы. В аустените первого типа карбиды сгруппированы в виде сгустков, а в аустените второго типа - в форме цепочек.

В промышленных слитках быстрорежущих сталей к вышеописанной микронеоднородности структуры добавляется еще макронеоднородность, обусловленная неоднородным распределением структурно-фазовых составляющих по объему слитка.

Для снижения макро- и микронеоднородностей структуры и повышения технологической пластичности быстрорежущих сталей уже не один десяток лет применяют их модифицирование такими элементами, как титан, цирконий и ниобий, приводящими к повышению дисперсности структуры. Однако имеющиеся в литературе данные о влиянии указанных элементов на технологическую пластичность и красностойкость сталей противоречивы так же, как и данные о выборе вида термической обработки, обсспечи-

вающей оптимальное сочетание свойств (прочности и красностойкости).

Второй группой исследованных труднодеформируемых сталей являются графитизируемые стали. При определенных технологических условиях в них удается реализовать целый комплекс механических свойств, характеризующийся сочетанием прочности, ударной вязкости и циклической выносливости. Необходимыми условиями реализации указанных свойств является формирование дисперсного распределения компактных частиц графита шаровидной формы. Однако из-за недостаточно изученных закономерностей процесса графитообразования затруднен как сам выбор оптимальных составов графитизируемых сталей, так и соответствующие технологические схемы их производства.

Анализ литературы показывает, что для получения равномерного распределения дисперсных частиц графита в сталях этого класса используются сложные деформационно-термические обработки, которые включают горячую прокатку, охлаждение, нагрев и выдержку под закалку, закалку и затем графитизирующий отжиг. Помимо значительных энергетических затрат реализация технологических схем подобного рода связана еще с длительными временными сроками.

Описанные трудности формирования требуемой графитной структуры пока не позволили решить задачу создания экономичной технологии производства графитизируемых сталей с широким комплексом механических свойств. Эффективным путем должен стать поиск факторов, меняющих литую структуру.

В последней части данной главы рассматриваются различные методы поверхностного упрочнения различных материалов, в том числе и вышеописанных сталей. Отмечается высокая эффективность радиационно-термиче-ских методов обработки, поскольку упрочнение облучаемых материалов достигается не только термическим воздействием, но и благодаря действиям специфических радиационных механизмов. Последние ускоряют протекание фазовых превращений и повышают количество различных дефектов (вакансий, дислокаций), перераспределяющих внутренние напряжения.

На основании приведенного обзора литературы сформулирована постановка работы. В ней содержатся описания новых подходов к совершенствованию литых структур труднодеформируемых материалов, намечены направления исследований, необходимых для разработки промышленной технологии непрерывной разливки. Дано также обоснование постановки исследований и разработок по проблеме поверхностного упрочнения труднодеформируемых материалов методами радиационно-термического облучения электронным пучком.

Во второй главе представлены выбранные для исследования материалы и описаны методики, использованные в работе для определения их структуры и свойств.

Исследование проведено на быстрорежущей стали Р6М5, трех заэвтекто-ядных графитизируемых сталях, с содержанием углерода 1,2-1,4% и кремния 1,6-1,7%, легированной валковой стали 90ХФШ, низкоутлеро-дистой стали БСт-4, серых чугунах.

Макро- и микроструктуры определяли металлографическими методами, в том числе с компьютерной обработкой изображений и построением гистограмм. Морфологические особенности фазовых составляющих исследовали электронно-микроскопическим методом, а фазовый состав - методом рентгеноструктурного анализа. Распределение элементов определяли различными методами рентгеноспектрального анализа. Структуру и состав карбидных фаз, помимо рентгеноструктурного анализа массивных образцов, контролировали съемкой порошковых осадков карбидов, выделенных из массивных образцов.

Изменения тонкой атомно-кристаллической структуры и ранние стадии формирования различных фаз определяли методами ядерного гамма-резонанса и анализом спектров аннигиляции позитронов.

Твердость исследуемых материалов измеряли на твердомерах по методам Виккерса и Роквелла. Микротвердость отдельных фазовых составляющих определяли прибором Ьесо-400 при нагрузках 50-100 Н. Ударную вязкость измеряли на маятниковом копре. Износостойкость исследовали на машипе Шкода-Савин качением ролика из твердосплавного материала по испытуемой пробе. Сопротивление износу определяли по глубине лунок, образовавшихся после заданного числа оборотов ролика.

Фрактографические исследования характера разрушения исследуемых материалов определяли методами световой и электронной микроскопии.

В третьей главе изложены результаты разработки нового метода им-пульсно-непрерывной кристаллизации отливок (ИНКО). Метод разработан автором диссертационной работы совместно со специалистами МГТУ им. Н.Э. Баумана и завода "Серп и молот".

Необходимость его разработки была обусловлена поиском путей устранения типичных пороков литой структуры (зоны столбчатых дендритов, гру-бодисперсных эвтектических колоний, ликвации), являющихся причиной пизкой технологической пластичности, характерной для труднодеформи-руемых сталей. Эти пороки — основная причина того, что такие стали, как быстрорежущие, графитизируемые и некоторые другие, вообще не разливались на машинах непрерывного литья заготовок.

Для достижения поставленной цели разработан метод, в котором традиционно используемое монотонное охлаждение заменено на повторяющийся интенсивный теплоотвод - "захолаживание" слитка, чередуемый с периодами "отогрева". Отогрев при этом может производиться за счет как внешнего источника, так и более горячих внутренних областей слитка. Предлагаемый новый метод прерывистого охлаждения был назван методом импульсно-непрерывной кристаллизации отливок (ИНКО).

Кажущаяся на первый взгляд простая идея немонотонной кристаллизации в действительности потребовала, прежде всего, изучения закономерностей протекания процессов кристаллизации в слитках, как охлаждаемых монотонно, так и по новому методу ИНКО.

Детальная разработка режимов высокоскоростной импульсной кристаллизации базировалась на результатах комплексных структурных исследований, проведенных с использованием модельных слитков сталей и чугу-нов (быстрорежущей стали Р6М5, графитизируемой стали, серого чугуна).

Варьирование скоростей охлаждения достигали использованием разливки металла в кокяли, экранированные футеровочными материалами и помещаемые в разные охлаждающие среды (воздух, водовоздушная смесь, проточная вода). Скорости охлаждения отливок менялись от 1 °С/мин (охлаждение кокиля в земле) до 600 "С/мин (при водовоздушном охлаждении).

В ходе экспериментов с монотонным охлаждением кокильных слитков наблюдалась их высокая склонность к растрескиванию. Для выявления причин растрескивания были исследованы структуры слитков, закристаллизованных с различными скоростями охлаждения. Для всех исследованных материалов при медленном охлаждении (1 °С/мин и 10 '"С/мин) в сталях формировались структуры, отличающиеся макро- и микронеоднородностью. Наблюдалось их грубое дендритное строение, наличие зоны столбчатых кристаллов, осевая пористость (рис.1, а).

Рис. 1. Макроструктуры кокильных слитков чугуна, закристаллизованных путем медленного монотонного охлаждения (а) и полученных по методу ИНКО (б)

Существенное изменение макроструктуры наблюдали при кристаллизации отливок по методу ИНКО. Скоростная импульсно-непрерывная кристаллизация полностью подавляла рост столбчатых кристаллов. По всему сечению отливки наблюдались мелкие разветвленные дендриты (рис.1, б).

Микроструктуры исследованных материалов, охлажденных монотонно со скоростями 1 'С/мин и 10 °С/мин и закристаллизованных по методу ИНКО, также значительно различаются.

Металлографические исследования медленно охлажденной стали Р6М5 показали, что ее матрица состоит из продуктов распада аустенита (феррита и карбидов, располагающихся цепочками по границам зерен). На стыке бывших аустенитных зерен образовались эвтектики - пластиночная и скелетная. Соотношение объемных долей этих видов эвтектических составляющих изменяется при переходе от поверхностных слоев слитка к его центру. В центральной зоне превалирует скелетная эвтектика.

Рентгеноструктурным анализом установлено, что первичные карбиды в эвтектиках имеют решетки типа УС, Ме6С и Ме2С. Гомогенизирующий отжиг при температурах -1100 °С оказывается малоэффективным и не устраняет макро- и микронеоднородности, поскольку упомянутые эвтектики растворяются лишь при температурах выше 1270 °С. Поэтому после отжига слитки необходимо было подвергать ковке.

Исследование макроструктуры стали Р6М5, закристаллизованной по методу ИНКО, прежде всего, показывает, что при скоростях принудительного охлаждения (захолаживания), превышающих 500 "С/мин, не наблюдалось каких-либо следов растрескивания заготовок. Это обусловлено тем, что напряжения, возникающие и накапливающиеся в периодах охлаждения, быстро релаксируют при последующих периодах отогрева.

При исследовании микроструктуры стали Р6М5 было обнаружено, что измельчаются все структурные составляющие стали. Эвтектическая карбидная сетка частично разрушалась, и составляющие ее карбиды измельчились. Изменилась и морфология эвтектик. Теперь присутствуют пластиночная и стержневая эвтектики, скелетная отсутствует. Важно также, что в присутствующих эвтектиках уменьшились межпластиночные расстояния.

Рентгенографическими исследованиями обнаружены только карбиды типа УС и Ме2С, карбид Ме6С не наблюдался. Структура металлической основы стала мартенситно-аустенитной, с соотношением относительных долей 88 и 12 %, соответственно.

Измерения микротвердости показали, что твердость участков с мартен-ситной структурой 557-628 НУ, а эвтектики 689-815 НУ.

Вторым классом сталей, на которых отрабатывали метод ИНКО, были высокоутлеродистые графитизируемые стали. При отработке метода ИН-

КО прежде всего интересовал вопрос о возможности формирования в объеме литой структуры графитизируемой стали распределения глобулярных частиц графитной фазы.

Представленные данные компьютерной обработки металлографических картин (рис.2, а) с построением гистограмм показали, что при медленном охлаждении кокильного слитка в земле наибольшее число частиц графита имеют размеры площадью 265 мкм2. Однако важным является и то, что имеется значительное количество частиц, размер которых находится в диапазоне от 1320 до 4600 мкм2. Матрица при этом имеют перлитную структуру.

После кристаллизации по методу ИНКО подавляющее число частиц графита (2448 шт.) имеют размеры 18 мкм2 и лишь относительно небольшое число (460 шт.) - размеры 50-86 мкм2 (рис. 2, б).

Следовательно, метод ИНКО позволяет получить литую структуру графитизируемой стали, характеризующуюся большей чем на порядок, дисперсностью, по сравнению с монотонно охлажденными слитками. При других способах кристаллизации этих сталей для формирования подобной структуры требуется деформационно-термическая обработка и длительный (до 100 ч) отжиг.

Полученная при кристаллизации по методу ИНКО однородная структура с мелкодисперсным распределением графита позволяла рассчитывать на реализацию комплекса высоких механических свойств. Подтверждением это-

Рис. 2. Металлографические картины и гистограммы распределения графитной фазы в графитизируемой стали: а - после медленного охлаждения, б - после охлаждения по методу ИНКО

з«

*

>1 - * ^

- " * V

Ж5

•

го предположения явились проведенные испытания графитизированной стали на износостойкость. Эта характеристика для литой стали оказалась выше, чем для закаленной и отпущенной подшипниковой стали ШХ15.

Еще одним классом материалов, на которых был опробован метод ИНКО, были серые чугуны. Обычно в серых чугунах после медленного монотонного охлаждения структура состоит из крупных областей графита пластинчатой формы, перлита и небольшого количества феррита.

При кристаллизации серых чугунов по методу ИНКО наиболее резкие изменения имели место в распределении частиц графита по объему, а также по их формам и размерам. Графит распределен колониями в виде мелких "звездочных", либо в виде так называемых "червячных" частиц. Следовательно, использование метода ИНКО применительно к серым чугунам позволяет получить однородную макро- и микроструктуру, не только обеспечивающую более высокую твердость, но и предотвращающую образование трещин в готовых изделиях.

Как видно из изложенного, новый метод ИНКО является эффективным средством подавления роста столбчатых кристаллов, понижающих деформируемость стали, уменьшения процессов ликвационной неоднородности и повышения пластичности стали за счет резкого изменения морфологии автектик и графитных составляющих.

Метод обеспечивает снижение уровня напряжений в отливках и, соответственно, предотвращает растрескивание литых заготовок. При этом для каждого конкретного вида материалов число и длительность циклов "захо-лаживание—отогрев" должны быть различными. Расчет числа циклов должен проводиться с учетом результатов моделирования и сопоставления выбранных скоростей кристаллизации с данными исследования формирующейся структуры.

При отработке метода ИНКО на модельных слитках мы старались приблизить требуемые скорости охлаждения к наиболее часто реализуемым в промышленных условиях (500—600 °С/мин). В то же время интересовал вопрос о допустимом расширении указанного интервала скоростей охлаждения.

В этой связи представлялось целесообразным исследовать особенности формирования структуры при высоких скоростях охлаждения двух указанных классов стали, в частности, на лентах, закаленных из расплава. Следует отметить, что за рубежом метод кристаллизации тонких лёнт из расплава рассматривается как один из возможных вариантов непрерывной разливки в XXI веке.

В нашей работе исследование процессов высокоскоростной кристаллизации лент указанных сталей представляло интерес не только в связи с раз-

работкой новой технологии непрерывной разливки, но и для сопоставления структур, формирующихся при радиационно-термической обработке, когда процессы протекают с сопоставимыми скоростями.

Закаливаемые из расплава ленты толщиной 50-100 мкм получали на установке для изготовления аморфных лент, т.е. путем разливки на вращающийся со скоростью 1900 мин-1 диск из коррозионностойкой стали. Подобный режим закалки обеспечивает охлаждение со скоростями 104-106 °С/с.

Рентгенографические и электронно-микроскопические исследования показали, что фазовый состав быстрозакаленной стали Р6М5 не отличается от ранее описанного для метода ИНКО. Основными структурными составляющими являются мартенсит, остаточный аустенит и небольшое (-5% ) количество дисперсных частиц карбидов. Аустенитные зерна размером в несколько микрометров, фрагментированы на ячейки размерами 0,2-0,4 мкм, которые, в свою очередь, разделены тонкими карбидными прослойками (толщиной 0,02-0,04 мкм). Согласно микродифракционным картинам, кристаллические решетки карбидов в прослойках соответствуют УС и Ме2С.

Количественное соотношение аустенита и мартенсита в структуре разных сторон ленты различается. На прилегающей к диску контактной стороне ленты, охлаждаемой с большей скоростью, фиксируется аномально высокое содержание остаточного аустенита (-78%), а из рентгенограмм, снятых со свободной стороны ленты, охлаждаемой с меньшей скоростью, следует, что доля аустенита была существенно меньшей (-23% ).

Структура, зафиксированная быстрой закалкой лент из расплава, оказывает влияние и на последующее структурообразование и свойства при отпуске стали. Твердость отпущенной ленты стала более высокой, по сравнению с монотонно охлажденной со скоростью 1 "С/мин и даже по сравнению с закристаллизованной по методу ИНКО. Это обусловлено не только более высокой степенью дисперсности структуры в лентах, но и высоким содержанием в них карбида УС.

Металлографические, рентгенографические и электронно-микроскопические исследования структуры лент графитизируемой стали показали также очень высокую степень дисперсности формирующихся фаз. Размер зерна в зависимости от скорости охлаждения различных сторон ленты изменялся от 1,5—3 мкм на контактной стороне ленты до 3-5 мкм - на свободной. Матричная структура лент состояла из кристаллов мартенсита, границы которых окружены тонкими прослойками цементитной фазы. Наличие цементитной, а не графитной фазы в быстрозакаленных лентах графитизируемой стали позволяет сделать заключение в отношении процесса графи-тизации. При очень высоких скоростях охлаждения временной интервал прохождения зоны ликвидус - солидус слишком мал для того, чтобы в ре-

зультате диффузионного перераспределения углерода в аустените могли образоваться области графитной фазы.

Поэтому лишь при относительно меньших скоростях охлаждения графит будет успевать формироваться как первичный продукт, выделившийся из расплава в литой стали. По-видимому, в данном случае скорость охлаждения целесообразно ограничивать до 103 °С/мин.

Четвертая глава работы посвящена исследованиям влияния термической обработки и горячей пластической деформации на литую структуру графити-зированных сталей, закристаллизованных как по методу ИНКО, так и полученных методом монотонного медленного охлаждения. Прежде всего интересовало влияние указанных воздействий на поведение графитной фазы.

Влияние термической обработки проверено на образцах, нагретых в течение 15 мин при 600, 800 и 1000 'С и быстро охлажденных в воде. Установлено, что для образцов со структурой, сформированной монотонным охлаждением, ни при одном из вариантов термообработок не удалось устранить неоднородное распределение крупных (размерами до 35-40 мкм) частиц графита. Более того, в образцах, нагретых до 600 "С и быстроохлажденных, неоднородность в некотором плане возрастала. Вокруг крупных частиц графита формировались широкие (размерами 15-25 мкм) прослойки фрагменти-рованного феррита, появившиеся за счет частичного растворения перлитной матрицы. При нагреве образцов до 1000 'С имело место некоторое под-растворение крупных частиц графита (они уменьшались до 18-20 мкм). При этом, за счет перехода углерода из них в аустенитную матрицу при закалке объемная доля остаточного аустенита возрастала до 40 %.

Совсем другая картина поведения графитной фазы наблюдалась при термообработке образцов, предварительно закристаллизованных по методу ИНКО. Дисперсность частиц графита при изменении температуры нагрева под закалку от 600 до 1000°С менялась незначительно (размер частиц менялся от 7 до 9 мкм). Объемная доля графитной фазы при температуре закалки 800 °С увеличилась почти вдвое (до 3,22 %), по сравнению с исходной литой структурой. Доля остаточного аустенита в мартенситно-аусте-нитной матрице составляла 15 %. При повышении температуры закалки до 1000 "С начинается частичное растворение частиц графитной фазы, их объемная доля несколько снижается. Вследствие обогащения углеродом аустенита при закалке увеличивается содержание остаточного аустенита до 25 %. От температуры закалки зависит и дисперсность составляющих мартенситно-аустенитной матрицы. При закалке с температуры 800 °С игольчатые кристаллы мартенсита мелкодисперсны, а области остаточного аустенита не превышают 10-12 мкм. При температуре закалки 1000 °С

подрастает не только размер зерен, но и увеличиваются в размерах иглы мартенсита. Области остаточного аустенита становятся вытянутыми, и их длина достигает 25-30 мкм.

Проведенные измерения твердости показали, что в образцах, закристаллизованных по методу ИНКО и прошедших термообработку, она сохраняет высокие значения (порядка 800HV) как после закалки от температуры 800 °С, так и от температуры 1000 °С. Сохранение же после проведенной термообработки высокой степени дисперсности структуры и наличие остаточного аустенита указывает на то, что при высоких прочностных свойствах сталь может обладать и высокими пластическими характеристиками. Подтверждение этого заключения получено на образцах с исходной структурой ИНКО, прокатанных при температуре 950 "С. Образцы не имели трещин и других дефектов. При этом после прокатки дисперсность графитной фазы сохранилась высокой (средний размер частиц графитной фазы соответствует 5,5 мкм). Износостойкость стали, закристаллизованной по методу ИНКО, а затем закаленной с температуры 850 °С и отпущенной при 250 °С, не уступает износостойкости подшипниковой стали ШХ15.

Пятая глава содержит основные результаты разработки опытно-промышленной технологии непрерывной разливки стали Р6М5 на MHJI3 ОАО ММЗ "Серп и молот".

Изложенные в третьей главе результаты показали принципиальную возможность промышленной непрерывной разливки стали Р6М5. Однако простой перенос полученных на модельных слитках данных о температурно-гра-диентных условиях кристаллизации был невозможен, и потребовалась их корректировка с учетом масштабного фактора разливаемого слитка на MHJI3.

Разработка опытно-промышленной технологии разливки стали Р6М5 была начата на двухручьевой МНЛЗ криволинейного типа. Установка имеет зону вторичного охлаждения, состоящую из секций, вокруг которых на определенных расстояниях расположены водяные и водовоздушные форсунки. Это позволяло регулировать процесс захолаживавия и отогрева по методу ИНКО с учетом имеющегося опыта кристаллизации модельных слитков. Конструкция установки допускала возможность изменения скоростей охлаждения кристаллизующейся заготовки путем регулирования подачи воды и водовоздушной смеси. Но для этого потребовалось изменить конструкцию форсунок, а главное, - систему управления их работой.

Определяющими параметрами разливки стали являются расход воды и водовоздушной смеси на форсунки, продолжительность каждого из импульсов захолаживания и отогрева. Температура начала разливки стали выбиралась на 30-40 °С выше температуры ликвидус стали данного пла-

вочного состава. Рабочий уровень металла в промковше поддерживался в пределах 630-650 мм.

Исследования, проведенные автором работы совместно со специалистами МГТУ им. Н.Э Баумана и ОАО "Серп и молот", позволили разработать и опробовать новый вариант комплексной обработки стали, совмещающий в едином технологическом цикле кристаллизацию расплава на МНЛЗ с процессами термообработки в твердом состоянии (отжигом закристаллизованной заготовки). Способ назван "Литейно-кристаллизационная термическая обработка" (ЛКТО).

Для его реализации вводится импульсное "охлаждение—отогрев" не только в интервале кристаллизации, но и в диапазоне температур от 800 до 500 °С, (т. е. ниже температуры эвтектоидного превращения). Результатом применения указанного способа (ЛКТО) является получение литого металла со структурой, аналогичной полученной после дополнительного отжига.

При отработке режимов "ИНКО-ЛКТО" на МНЛЗ криволинейного типа необходимо было изменить режимы ее работы в зоне вторичного охлаждения. К моменту разгиба заготовки температура ее поверхности должна быть не ниже 950 °С. С этой целью были опробованы различные скорости вытягивания заготовки (0,8-1,5 м/мин), а длительность импульсов охлаждения и отогрева менялась от 1 до 25 с.

Описанная схема сочетания "ИНКО-ЛКТО" позволила впервые в мире разлить быстрорежущую сталь Р6М5 на МНЛЗ криволинейного типа без образования продольных и поперечных трещин, в том числе и на участках загиба и разгиба заготовки (рис. 3). В дальнейшем сталь, полученную методом непрерывной разливки, будем называть непрерывнолитой (н/л).

Отработку режимов "ИНКО-ЛКТО" в промышленных условиях проводили при обязательном контроле их влияния на структуру металла, для исследований которой отбирали образцы от 10-тонных непрерывно-литых слитков.

Исследования показали, что основной структурной составляющей в непрерывнолитой стали, является сорбитоподобная матрица, окаймленная прерывистой карбидной сеткой (рис. 4, а-г). Карбидные частицы располагаются и внутри зерен. На стыках зерен в отдельных местах образовались малые по площади колонии дисперсной эв-

Рис. 3. Непрерывнолитые заготовки

быстрорежущей стали Р6М5, полученные по новой технологии непрерывной разливки на МНЛЗ

х400

Рис. 4. Микроструктура стандартного слитка (а, б) после ковки и непрерывноли-той заготовки (в, г) быстрорежущей стали Р6М5: а, в - на расстоянии 5 мм от края; б, г - на расстоянии 20 мм от края

тектики. Карбидно-эвтектическая сетка, декорирующая границы зерен, стала в 1,5-2 раза тоньше, чем в слитке, закристаллизованном по стандартной технологии, и, кроме того, она отличается прерывистостью. В непрерыв-нолитой заготовке изменилась и морфология эвтектических составляющих. Присутствуют пластиночная эвтектика (А + Ме2С), стержневая (А + Ме2С) и ванадиевая (А + УС). Скелетная эвтектика отсутствует.

Основную долю эвтектических составляющих в непрерывнолитой заготовке составляет пластиночная эвтектика, которая лишь в отдельных участках переходит в стержневую. Колонии ванадиевой эвтектики образуются во всем объеме непрерывнолитой заготовки. Повышается дисперсность структурных составляющих в эвтектиках: пластины карбидов утоняются, и расстояния между ними становятся меньше.

Заключение о типах и составе карбидов было подтверждено рентгенофазовым анализом как массивных образцов, так и выделенных из них порошковых осадков.

При анализе микроструктуры важно было знать не только тип и морфологию карбидных фаз, но и распределение в них легирующих элементов (\У, Мо, V, Сг). Микрорентгепоспектральным анализом определяли содержание легирующих элементов в матрице, в карбидной сетке, окаймляющей зерно, и в эвтектиках. Во внешней зоне непрерывнолитой заготовки основные легирующие элементы распределены в основном равномерно.

Концентрация легирующих элементов в карбидных сетках, окаймляющих зерна, и в эвтектических колониях указывает на присутствие карбидов всех типов.

Для сопоставления определено и распределение легирующих элементов в тех же структурных составляющих в образцах слитка, закристаллизованного по стандартной технологии. Как и следовало ожидать, по фазовому составу, морфологии и распределению карбидных фаз непрерывнолитая заготовка оказалась более однородной, чем слиток, полученный по стандартной технологии.

Формирование в непрерывнолитой заготовке мелкозернистой структуры и благоприятного фазового состава способствует обеспечению более высокого уровня сопротивления хрупкому разрушению, о чем свидетельствуют проведенные испытания на ударную вязкость и данные фрактографическо-го исследования.

По всему сечению заготовки ударная вязкость оказалась более высокой, чем в образцах стандартного слитка. Во внешней зоне непрерывнолитой заготовки (до глубины 45 мм) ударная вязкость выше в 2-2,5 раза, а в центральной зоне на -25%, по сравнению с ее значениями в слитке, разлитом в изложницу (рис. 5).

Фрактографический анализ образцов из непрерывнолитой стали показал, что разрушение идет по вязкохрупкому механизму, а объемная доля вязкой составляющей превышает 30% . Магистральная трещина распространяется по телу зерна с образованием фасеток хрупкого скола, не превы-

Расстояиие от края, мм

Рис. 5. Распределение ударной вязкости по поперечному сечению непрерывнолитой. чаготовки и стандартного слитка

шающих 10 мкм, что значительно меньше размера первичного аустенитно-го зерна. Ее развитие сопровождается многократным торможением в пределах одного зерна, что приводит к релаксации микронапряжений.

Характер разрушения образов из стали, разлитой в изложницу, резко отличается от вышеописанного для непрерывнолитой стали. Разрушение наблюдается в области дендритных кристаллов. Протяженность трещин достигает 150 мкм. Доля областей, в которых разрушение идет по вязкому механизму, менее 10%.

Описанные фрактографические картины разрушения свидетельствуют о способности непрерывнолитой стали воспринимать достаточно высокие динамические нагрузки и допускать значительные пластические деформации. Хрупкая при стандартных условиях выплавки сталь Р6М5 при непрерывной разливке по методу "ИНКО-ЛКТО" становится пластичной и деформируемой. Причем, для дальнейшей горячей деформации не требуется предварительной ковки.

Причинами повышенной технологической пластичности непрерывнолитой заготовки являются измельчение зерна, раздробленность и несплошность карбидных сеток, однородное распределение карбидной фазы по телу зерна и отсутствие скелетной эвтектики.

Выявленная структурная природа повышенной технологической пластичности позволила упростить режимы пластической деформации непре-рывнолитых заготовок при последующей их переработке на лист и сортовые заготовки, требующиеся для изготовления инструмента.

Шестая глава содержит данные о технологии производства партий горячекатаного листа и сортового проката из непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5 в условиях ОАО "Серп и молот".

В отличие от ранее принятой на заводе технологии, непрерывнолитые заготовки, минуя ковку и смягчающий отжиг, прокатывались на сутунку размерами 25 х 200 х 100 мм, а затем раскатывались на горячекатаные (г/к) листы толщиной 2, 4, 6 мм в зависимости от их назначения. Помимо горячекатаных листов, из непрерывнолитой стали изготавливали сортовой прокат: катанку диаметром 6—8 мм, проволоку диаметром 5,3; 4,3 и 3,1 мм, а также прутки со специальной отделкой поверхности - серебрянку диаметром 5,0; 4,0 и 2,8 мм.

Во всех случаях получения сортамента из заготовок непрерывнолитой стали наблюдалась хорошая деформируемость. В этом проявляется основное преимущество применения метода "ИНКО-ЛКТО" при непрерывной разливке стали Р6М5. Он обеспечивает более высокую технологическую пластичность, по сравнению со стандартной технологией разливки в изложницу.

О 250 500 750 1000 1250 Температура,°С

Рис. 6. Температурная зависимость ударной вязкости горячекатаного листа из непрерывнолитой стали в сравнении со стандартным г/к листом

Исследования структуры отожженных горячекатаных листов из непрерывнолитои стали показали, что она состоит из сорбитообразного перлита, мелких глобулярных первичных карбидов и небольшого количества вторичных карбидов. Балл карбидной неоднородности колебался от одного до д®ух. В стали же, разлитой в изложницу, наблюдалось большое количество более крупных карбидов (балл карбидной неоднородности 2-3).

Проведенные испытания температурной зависимости ударной вязкости образцов из г/к листов непрерывнолитой стали в интервале температур от 200 до 1100 "С (когда происходит прокатка стали на лист) показали, что сталь достаточно пластична и не только не уступает по характеристикам кованной стали, но даже превосходит их на -25% (рис. 6).

Анализ микроструктур сортового проката показал, что волочение проволоки из заготовок непрерывнолитой стали, приводит к дальнейшему измельчению карбидной фазы. Размеры карбидных включений уменьшаются до 1-2 мкм, и они оказываются равномерно распределенными по сечению проволоки. Прочностные показатели проволоки из непрерывнолитой стали (0„ = 820 МПа, а0 2 = 609 МПа) не уступают таковым для проволоки, произведенной из кованых слитков (<?в - 850 МПа, <Т0 2 =" 490 МПа). По пластическим же характеристикам показатели проволоки из непрерывнолитой стали в 2 раза превосходят показатели стали из слитков: удлинение 5 — 15 и 8%, а поперечное сужение у = 40 и 18%, соответственно.

Из фрактографических картин следует, что в образцах, изготовленных из непрерывнолитой стали, разрушение идет по вязкохрупкому механизму, доля вязкой составляющей соответствует 60% , в то время как в стали стандартного кованого слитка она около 40%. Фасетки хрупкого скола в

А. Действующая технология, использующая разливку стали в слитки

С=> 3

1

'И

АН ©КЭ^СХЭЙ ^

и:

ытетк готовой аюятш

н

<$=Э 14- 18 1

Б. Новая технологи« на бак непрерывной разливки по методу ЙНКО-ЛКТО

I, II, Ш, IV, V, VI - технологические переделы:

I - выплавка в ЭДП; II - подготовка изложниц: Ш - разливка; IV - обработка слитков после ■разливки: V - ковка на РКМ с большой степенью укова; VI - прокатка. 1,2,3.. 18 - операции на отдельных переделах:

1-выплавка и заливка сталь-ковша, 2 - изготовление изложниц, 3-монтаж изложниц на платформе для разливки в слитки (15 шт. на 10 тхтали), 4-монтаж литниковых систем, 5 - транспортировка платформ, в - разливка стали, 7 - охлаждение изложниц, 8 - демонтаж изложниц, извлечение слитков, 9-обрубка литников. 10 - термообработка слитков (гомогенизирующий отжиг), 11 - транспортировка слитков на завод, осуществляющий ковку на РКМ, 12 - обрезка головной и донной частей слитков, 13 - нагрев до температуры ковки и деформация на РКМ, 14 -отжиг кованых, заготовок, 1В - возвратная транспортировка кованых заго товок на металлургический завод, 16 - нагрев под прокатку, 17 - горячая прокатка в сорт или на лист, 18 -отжиг горячекатаного листа и сорта быстрорежущих сталей

Рис. 7. Маршрутно технологическая схема металлургического производства быстрорежущей стали Р6М5

непрерывнолитой стали в 2 раза меньше, чем в стали, разлитой в изложницу. Уменьшение длин свободного пробега трещин в непрерывнолитой стали обусловлено более высокой степенью дисперсности всех ее структурных составляющих.

Проведенные исследования структуры и свойств непрерывнолитой стали на всех ее технологических переделах позволили предложить новую марш-рутно-технологическую схему производства быстрорежущей стали Р6М5. Из представленной на рис. 7 схемы видно, что замена технологии разливки стали в изложницы на технологию непрерывной разливки позволила сократить число технологических операций с 18 до 5. Одновременно длитель-

ную и трудоемкую операцию ковки удалось полностью исключить и уменьшить продолжительность цикла производства инструментальной стали на 30%. При этом выход годного материала повысился на 25%, а его себестоимость снизилась почти на 30%.

Показатели качества горячекатаных листов и сортовой продукции из не-прерывнолитой стали соответствуют требованиям ГОСТ 19265-76. Указанный стандарт регламентирует свойства стали, по которым металлургические заводы поставляют ее машиностроительным предприятиям, изготавливающим инструмент. Последние подвергают ее термической обработке, в результате которой инструмент приобретает соответствующие прочность, износо- и красностойкость.

Поскольку быстрорежущая сталь Р6М5 относится к сталям с вторичным твердением, в представленной работе исследовано влияние термических обработок на структуру горячекатаных листов и сортовых заготовок из не-прерывнолитой стали Р6М5.

Установлено, что в результате пагрева под закалку в интервале температур 1150-1210 °С в непрерывнолитой стали зерно сохраняется мелким (1011 баллов). Карбиды типа МеС растворяются более медленно, чем карбиды Ме6С, в то время как карбиды Ме2зСв растворяются полностью. При дальнейшем повышении температуры в стали, полученной по обеим технологиям, начинается рост зерна и более интенсивное растворение карбидов. Так, при 1240 °С в непрерывнолитой стали остается лишь 60% карбида МС и 3035% карбида Ме6С от их исходного содержания в отожженной стали. В то же время количество остаточного аустенита после закалки в масле возрастает до 27% вместо 10-15 % при температурах закалки не выше 1210 'С. Но и при температуре закалки 1240 °С количество карбидной фазы в непрерывнолитой стали более высокое, чем в стали, разлитой в изложницы.

Согласно существовавшим рекомендациям, для достижения общепринятого уровня эксплуатационных характеристик быстрорежущей стали Р6М5 следует применять одно-, двух- или даже трехкратный отпуск при температуре 560 °С. В нашей работе было проведено исследование изменений структуры и фазового состава после указанных отпусков как непрерывнолитой, так и стандартной стали Р6М5. Во всех образцах, отпущенных после закалки с температур 1150-1210 "С, остаточный аустенит практически полностью распадается уже после одночасового отпуска. В образцах же, закаленных с температуры 1240 °С, после двукратного часового отпуска при 560 °С наблюдаются лишь следы остаточного аустенита. Количество вторичного карбида Ме6С при всех вариантах отпуска примерно одинаково в непрерывнолитой и полученной по стандартной технологии сталях. Количество же карбида МеС в непрерывнолитой стали зна-

чительпо выше, чем в стали, полученной по стандартной технологии.

В результате проведенного исследования в качестве оптимальных режимов термообработки рекомендуется закалка с температур 1210-1240 °С и двукратный одночасовой отпуск при 560 °С. После указанной термообработки твердость образцов из непрерывнолитой стали составляла НИС 64,565,5. В стали, полученной по стандартной технологии, аналогичная термообработка обеспечивала твердость НКС 64,0.

Проведенная оценка красностойкости непрерывнолитой стали показала, что ее красностойкость так же, как и для стандартной кованой стали, соответствует температуре 620 °С.

Конечным этапом технологической схемы производства является контроль качества продукции. Оценка качества горячекатаного листа и сортовой продукции из непрерывнолитой стали Р6М5 проводилась по пятибалльной шкале деформируемости. По этому показателю ее деформируемость соответствовала четвертому баллу. Структура и свойства деформированной и термообра-ботанной продукции соответствовали всем требованиям ГОСТ 19265—76.

Испытания качества металлопродукции из непрерывнолитой стали Р6М5 проводили также и на опытной партии отрезных фрез и сверл на Се-строрецком инструментальном заводе. Все стандартные испытания инструмент из непрерывнолитой стали выдержал. Замечаний по обрабатываемости материалов указанным инструментом не имеется. Работоспособность сверл из непрерывнолитой стеши Р6М5 соизмерима с работоспособностью аналогичного инструмента из более дорогой стали 11РЗАМЗФ2, что подтверждено актом экспертизы, проведенной ЦЗЛ "Центр-инструмент".

Сопоставительный технико-экономический анализ технологий непрерывнолитой по методу "ИНКО-ЛКТО" и традиционной разливки быстрорежущей стали показал, что непрерывная разливка сокращает затраты на производство одной тонны стали со 134 до 84 тыс. руб., в 8 раз снижает общую длительность цикла производства и более чем в 3 раза уменьшает число технологических операций.

Следовательно, производство быстрорежущих сталей методом непрерывной разливки не только реализуемо, но и экономически целесообразно.

Седьмая глава диссертации содержит результаты разработки методов ра-диационно-термического воздействия на поверхность металлических материалов и изучения влияния этого воздействия на их структуру и свойства.

К моменту постановки работы эти методы только начинали разрабатываться. Поэтому для каждой группы исследуемых материалов, прежде всего, необходимо было вырабатывать способы и режимы радиационно-термического воздействия.

Проведенные исследования позволили найти методы воздействия электронного пучка на изучаемый материал. Было предложено как однократное, так и многократное облучение поверхностного слоя, которое получило название радиационно-термоциклическое сканирование (РТЦС). Этот спо-' соб является неким аналогом описанного в предыдущих главах метода ИН-КО. Отличие метода от технологической схемы ИНКО состояло пе только в том, что радиационная-термическая обработка (РТО) импульсно и многократно изменяет структуру поверхностного слоя определенной глубины, но и в том, что длительность РТЦС одноразового воздействия оценивается несколькими миллисекундами.

Отработка различных методов РТО была начата с низкоуглеродистых сталей СтЗ и БСт-4. Для низкоуглеродистой стали упрочнение считалось малоперспективным, несмотря на то, что более половины объема используемых при производстве изделий конструкционных сталей составляют материалы такого типа. Отработку методов РТО проводили как на модельных слитках, так и на промышленных изделиях - подкладках рельсовых скреплений железнодорожного транспорта. Образцы и изделия облучали на ускорителе электронов ЭЛВ-4, с энергией 1,5 МэВ и силой тока 11 мА. Длительность одного импульса составляла -1 мс.

. Металло- и рентгенографические исследования микроструктуры по ширине полосы сканирующего пучка и глубине его воздействия показали, что в зависимости от выбранных режимов облучения (одно-, десяти- и 20-кратном) можно менять глубину зоны от 0,9 до 3,4 мм и формировать дисперсную структуру с различным фазовым составом как на поверхности, так и в более глубоких слоях.

После одно- и десятикратного облучения в поверхностных слоях наблюдаются измельченные ферритные зерна, а также обогащенные углеродом границы ферритных зерен с оставшейся перлитной матрицей. Ферритные зерна фазонаклепаны, о чем свидетельствуют микронапряжения, определенные рентгенографическим методом. При 20-кратном облучении происходит полная фазовая перекристаллизация, сопровождающаяся ростом ау-стенитного зерна, выравниванием в нем концентрации углерода, укрупнением пакетов реечного мартенсита.

Максимальная микротвердость облученного слоя наблюдается после десятикратного облучения. Она достигает 4500 МПа (по сравнению с исходной, равной 1500 МПа). После 20-кратных циклов облучения твердость снижается до 2700 МПа.

Выбор оптимальных режимов облучения подкладок скреплений потребовал теоретической оценки температурных полей, возникающих в различных зонах изделия, а также градиентов температур по ширине облу-

чаемой зоны. Проведенные теоретические расчеты позволили оценить необходимые скорости нагрева и охлаждения, а также рациональную глубину облучения.

В модифицированном облучением слое формируется дисперсная структура с постепенно меняющимся по глубине слоя соотношением и морфологией сорбитных и бейнитных составляющих, а также некоторой долей избыточного феррита.

Проверку эффективности воздействия разработанного метода РТЦС проводили путем оценки циклической выносливости подкладок испытаниями, проведенными во ВНИИЖТ на универсальной испытательной машине ЦД-100 ПУ. Испытания показали, что циклическая выносливость и долговечность подкладок, облученных методом РТЦС, почти в 1,5 раза выше, чем при объемной закалке и примерно на 20% выше, чем при поверхностном упрочнении методом ТВЧ.

В этой же главе рассмотрено влияние режимов радиационно-термичес-кого воздействия на структуру и свойства графитизируемых сталей. Исследования проведены на заэвтектоидных сталях (нелегированной и легированной никелем и небольшим количеством хрома). Радиационной обработке подверглись литые стали, полученные при монотонном охлаждении слитков.

Для расширения диапазона глубин облучаемых слоев обработку сталей осуществляли на ускорителях двух типов: с максимальными энергиями Е — 1,5 и 5,0 МэВ. Глубина облученной зоны менялась от 0,8 до 3,0 мм.

Оптимальные параметры облучения выбирали на основании теоретических расчетов формирующихся температурных полей и термоупругих напряжений. Проведен также теоретический анализ связи параметров электронной обработки с глубиной облученного слоя и характером фазовых превращений в нем. Кинетика превращения перлитографитной смеси в ау-стенит лимитируется диффузией углерода и оценивается из условия равенства пути диффузии половине межпластиночного расстояния в перлитных колониях. Результаты теоретических оценок согласуются с экспериментальными данными облученных РТО графитизированных сталей.

Металло- и рентгенографическими исследованиями установлено, что после РТО структура состоит из мартенсита с небольшим количеством остаточного аустенита и частично растворившихся и измельченных частиц графита. Размытость отражений от мартенситной и аустенитной фаз на рентгенограммах свидетельствует о наличии в структуре облученных образцов микронапряжений, величина которых меняется по глубине облученной зоны. Между изменением величины микронапряжений и проведенными послойными измерениями микротвердости установлена определен-

ная корреляция. Это означает, что прочность облученного слоя стали зависит не только от соотношения количеств мартенситной и аустенитной фаз, но и от степени искажения их кристаллических решеток.

Изучение тонкой атомно-кристаллической структуры проведено методом ядерного гамма-резонанса (ЯГР). Установлено, что под действием ра-диационно-термического облучения ускоряются процессы перераспределения легирующих элементов и углерода. Это способствует образованию дисперсной двухфазной мартенситно-аустенитной структуры. Подобные структуры должны приводить к повышению пластических характеристик, в частности, ударной вязкости. Проведенные измерения ударной вязкости на тонких образцах, изготовленных из облученного слоя, подтвердили это заключение. Она выросла с 0,5 МДж/мг в исходной (т. е. необлученной) стали до 0,9 МДж/м2 после РТО. Характер разрушения образцов также изменялся. Фрактографические исследования необлученных образцов показали, что разрушение идет по телу зерна с образованием крупных фасеток хрупкого скола с ярко выраженным ручьистым узором. После РТЦС на фрактограммах отсутствуют участки межзеренного разрушения, уменьшается также число трещин по межфазным границам. Разрушение идет с образованием мелких фасеток по границам мартенситных кристаллов.

Помимо измерений ударной вязкости проведены также испытания облученной графитизируемой стали на износостойкость. Испытания показали, что износостойкость стали, обработанной РТО, в 1,5 раза выше, чем износостойкость высокопрочного чугуна.

Описанные выше изменения структуры и свойств графитизированной стали характерны для режимов РТО, не приводящих к оплавлению поверхности облучаемого слоя. В работе проведены также эксперименты по обработке стали многократным циклическим воздействием электронным пучком (РТЦС), сопровождавшимся оплавлением приповерхностных слоев. Многократное радиационно-термическое циклирование приводит к значительному по глубине упрочнению облученного слоя. После него твердость стали повышается в 1,5-2 раза по сравнению с однократно облученными образцами. Это увеличение обусловлено появлением в структуре стали ледебуритной эвтектики, не образующейся при однократном облучении. В многократно обработанной РТЦС стали области пластинчатой ледебуритной эвтектики окружены мелкодисперсным мартенситом. Наличие областей остаточного аустенита способствует сочетанию в стали высоких прочностных свойств с повышенной пластичностью.

Полученные в работе данные были рекомендованы для использования при разработке технологии повышения износостойкости валков горячей прокатки, изготовленных из графитизированной стали.

В третьем разделе данной главы рассмотрены результаты исследования РТО серых чугунов (ферритного и перлитного) и промышленных изделий из них - проводок проволочных станов. Была проведена РТО проводок из ферритного чугуна, традиционно используемых на проволочных станах Западно-Сибирского металлургического комбината, и проводок из перлитного чугуна, применяемых на проволочных станах ОАО "Серп и молот". Облучение проводили на ускорителе ЭЛУ-4 сфокусированным пучком электронов с энергией Е = 1,5 МэВ. С помощью специального манипулятора проводки перемещались под пучком электронов с постоянной скоростью и фиксированным шагом. В результате облучения получалась армированная поверхность, состоящая из чередующихся полос облученного и необлучен-ного материала. Твердость поверхности облученных проводок периодически менялась от HV 170 в необлученных полосах до HV 820 в полосах, подвергнутых РТО.

Исследования структуры облученной зоны проводок из ферритного чугуна показали, что происходит оплавление на глубину -300 мкм. При закалке из расплава формируется ледебуритная эвтектика. Графитные включения в этой зоне полностью отсутствуют. Прилегающий к расплавленному (глубиной 300 мкм) слой также находился в зоне перегрева, но из-за кратковременности воздействия электронного пучка графит растворился не полностью, хотя его частицы значительно измельчились. При охлаждении основной структурой в этой зоне являлся мелкокристаллический мартенсит с небольшим количеством остаточного аустенита. По границам зерен образовывались тонкие строчки, структура которых идентифицировалась как бейнитная.

Исследование микроструктуры облученных проводок из перлитного чугуна показали, что в зоне"расплавления глубиной 180 мкм при затвердевании также образовывалась ледебуритная эвтектика. По мере удаления от оплавленной зоны наблюдались утоненные графитные пластинки. На месте бывших перлитных колоний располагались области мелкодисперсного мартенсита с твердостью, соответствующей HV820. Остаточный аустенит в отдельных участках также пронизан иглами мартенсита. Электронно-микроскопические исследования показали, что в аустенитной фазе наблюдаются высокая плотность дефектов упаковки, микродвойники, а также равномерно распределенные области с повышенной плотностью дислокаций.

Промышленные испытания проводок на станах горячей прокатки показали, что на Западно-Сибирском металлургическом комбинате стойкость их после РТО возросла в 2,5-5 раз, а на сортопроволочном стане 320/250 ОАО "Серп и молот"- в 1,5 и 2 раза, по сравнению с серийными, что подтверждено актами заводов (табл.1).

№ проводок Срок службы, ч Коэффициент повышения стойкости после РТО

1 пара 5,8 1

2 пара 14 2,5

3 пара 29 5,0

4 пара 26 4,4

5 пара 24 4,1

1-я пара проводок испытывалась в исходном литом состоянии, остальные - после РТО.

Разработанный метод РТО также показал свои преимущества перед методом упрочнения проводок токами высокой частоты (ТВЧ), используемым на Макеевском металлургическом комбинате.

Восьмая глава посвящена разработке ресурсосберегающей технологии радиационно-термического упрочнения валков холодной прокатки (ВХП) из стали 90ХВШ.

Облучение валков проводили на ускорителе ЭЛУ-4 путем их движения под пучком электронов с помощью двухкоординатного манипулятора, сочетающего в себе поступательное движение валка с одновременным его вращением вокруг собственной оси. Наращивание доз проводили за счет многократного циклирования. В ходе исследования было установлено, что эффект поверхностного упрочнения при циклическом облучении валка электронами зависит от суммарной накопленной дозы. В процессе исследования были разработаны три способа электронного облучения: низкотемпературная циклическая РТО (НЦРТО); высокотемпературная циклическая РТО (ВЦРТО); ступенчатая циклическая РТО (СЦРТО).

Поиск оптимальных режимов облучения ВХП проводили с использованием теплофизических расчетов полей распределения температур для различных способов облучения. Параллельно с этим исследовались структура облученного материала и твердость. В зависимости от режимов облучения валков твердость менялась от НКС61 до НЛС66.

Для выяснения механизма упрочнения облученных валков комплексом металлофизических методов (металлографии и электронной микроскопии, рентгенографии, ЯГР и методом аннигиляции позитронов) получены данные о фазовом составе, морфологии структурных составляющих в облученных электронами зонах, а также об изменениях во взаимном расположении атомов в их различных атомно-структурнЬ1х группах. Характер полученных структурных данных сопоставлялся со свойствами материала облученных валков. Для сравнения указанными методами контролировали и характер структуры, формирующейся при закалке валков ТВЧ.

Данные рентгеноструктурного анализа валков, закаленных ТВЧ, показывают, что структура стали в них мартенситно-аустенитная, со значительной долей остаточного аустенита (около 30 %). Содержание углерода в мартенсите около 0,6 %, уровень микроискажепий (- 4-10~3).

В образцах после НЦРТО структура также мартенситно-аустенитная, но количество остаточного аустенита снижается на 5-9 %, но сравнению со сталью, закаленной ТВЧ. Микроискажения в аустенитной фазе повышаются до 6-10 что свидетельствует о ее наклепе. Причиной формирования высоких микронапряжений является большая концентрация радиационных дефектов (вакансий, дислокаций), подтвержденная прямыми измерениями методами электронной микроскопии и аннигиляции позитронов. Содержание углерода в мартенсите снижается от 0,6 до 0,46 %. В то же время объемная доля карбидных фаз увеличивается. После ЦРТО формируются мелкодисперсные (10-20 нм) карбиды типа Ме7С3, а также легированный хромом цементит (Ее, Сг)3С. При СЦРТО доля карбидов первого типа составляет около 2,6%, второго -2,5%. После ВЦРТО доля цементита, легированного хромом, увеличивается до 7%.

В закаленном НЦРТО слое происходит частичный отпуск мартенсита с образованием карбидов высокой дисперсности (рис.8, а). На темнопольном изображении, снятом в рефлексе [110], видно, что по линиям двойников располагаются карбиды размерами 1-2 мкм, образующие ряды вдоль бывших кристаллов мартенсита, В основном это карбиды цементитного типа (Ре, Сг)3С. Кроме того, на микродифракционной картине (рис.8, б) видны "тяжи", которые указывают на то, что среди выделившихся карбидов присутствуют и весьма дисперсные (0,02 мкм).

Представленные данные свидетельствуют о том, что упрочнение валков

х 20000

Рис. 8. Темнополъное электронно-микроскопическое изображение в рефлексе цементита структуры поверхностного слоя валка после НЦРТО (а) и соответствующая микродифракционная картина (б)

РОС НШИОНАЛЬНАЯ

библиотека

С.-Петербург ^

после ЦРТО обусловлено не только термическим воздействием, но и совместным проявлением специальных радиационных механизмов, ускоряющих диффузионные процессы перераспределения легирующих элементов и углерода и приводящих к дополнительному превращению остаточного аустенита в мартенсит, а также повышающих объемную долю формирующейся карбидной фазы. В результате описанных структурных изменений твердость облученных ЦРТО валков увеличивается на 6—8 единиц НЕС по сравнению с валками, закаленными ТВЧ.

Опытно-промышленные испытания как новых, так и изношенных, а затем обработанных ЦРТО валков, проводили на 20-валковом стане 500 ОАО "Серп и молот" (см. табл. 2). Результаты испытаний показали, что продолжительность работы валков между их! перешлифовками, после обработки НЦРТО и ВЦРТО, увеличилась в 3 - 4 раза по сравнению с валками, закаленными ТВЧ. В то же время наработка валков в период между перешлифовками увеличилась в -5 раз. При прокатке труднодеформируе-мых материалов (12Х18Н9, Х20Н9 и др.) число дефектов на прокатываемых лентах также снижалось, чистота поверхности восстановленных валков оказалась не ниже класса 10.

Эксплуатационные испытания показали, что срок службы изношенных валков после НЦРТО и ВЦРТО увеличивается соответственно в2ив1,5раза, по сравнению с закаленными ТВЧ. Это позволяет сократить расход валков и увеличить количество прокатанного материала в расчете на один валок до его замены. Результаты испытаний подтверждены актами ОАО "Серп и молот".

Основные выводы по работе

1.Установлены основные закономерности формирования структуры при

Таблица 2. Результаты эксплуатационных испытаний валков холодной прокатки, восстановленных НЦРТО

Номер Частично изношенные валки Восстановленные

валка в результате наработки валки

* Диаметр,мм Твердость Твердость Число Толщина

перед ННС перед ННС после перешли- снятого

облучением облучением облучения фовок слоя, мм

1 48,50 62 65 62 1,23

2 48,40 63 64 64 1,29

3 48,14 61 65 38 1,05

4 48,12 62 64 38 1,02

5 49,10 62 66 70 1,87

6 48,0 61 66 57 1,70

7 47,98 61 65 26 0,73

8 47,80 61 65 65 1,80

кристаллизации труднодеформируемых быстрорежущей и графитизируе-мых сталей и чугунов со скоростями охлаждения от 1 до 106 "С/с (кокильная разливка, закалка из расплава, импульсно-непрерывный теплоотвод, затвердевание расплавленного слоя после радиационно-термического воздействия). Показано, что импульсно-непрерывное охлаждение приводит к подавлению ликвационных процессов и повышению химической однородности слитка, практически полному исчезновению зоны столбчатых денд-ритов, повышению степени дисперсности всех структурных и фазовых составляющих. Изменения литых структур являются основой наследственного влияния на свойства, формирующиеся при всех последующих переделах и в готовых изделиях.

Сопоставление характера структуры с результатами измерения механических свойств (твердость, ударная вязкость, износостойкость) и фракто-графическими картинами показало, что происходит повышение технологической пластичности исследованных труднодеформируемых сталей. В быстрорежущей стали это связано со значительным измельчением (до 1015 мкм) размеров зерен, уменьшением до 3-5 мкм первичных карбидов типа МеС, Ме2С и более равномерным их распределением по объему. Снижается также объемная доля эвтектических составляющих, изменяется их морфология и отсутствует скелетная эвтектика. В графитизируемых сталях повышение технологической пластичности обусловлено измельчением размеров зерна и высокой степенью дисперсности графитных частиц шаровидной формы.

2. Разработан новый метод импульсно-непрерывной кристаллизации отливок (ИНКО), не имеющий аналогов в России и за рубежом. Сущность метода заключается в замене традиционного монотонного охлаждения прерывистым чередованием' различной длительности импульсов принудительного охлаждения и отогрева кристаллизующегося материала. Отработка метода проведена на быстрорежущей стали Р6М5, высокоуглеродистой графитизированной стали и чугуне.

На основе исследований структуры и свойств металла определены оптимальные температурно-временные параметры периодичности и необходимое количество числа циклов "охлаждения - отогрева" в методе ИНКО, обеспечивающие разливаемость и деформируемость слитков быстрорежущей и графитизируемой сталей.

Новизна метода защищена патентом Российской Федерации № 2101129 с приоритетом от 10 января 1998 г.

3. В графитизированных сталях с 1,2—1,4%С и 1,6%Я], закристаллизованных по методу ИНКО, структура, содержащая частицы графита глобулярной формы диаметром 3-5 мкм, формируется уже в процессе затверде-

вания, в то время как при обычных условиях разливки аналогичная структура достигается лишь в результате длительных энергозатратных отжигов слитков. Комплексное исследование влияния термических обработок на структурно-фазовое состояние и свойства стали, закристаллизованной по методу ИНКО, показало, что за счет образования дисперсного игольчатого мартенсита, с регулируемым содержанием остаточного аустенита порядка 15-20% и графитной фазы (2%) возможно реализовать сочетание высокой твердости НУ750-800 с удовлетворительной пластичностью.

Испытания графитизированной стали, как литой, так и термообработан-ной, показали, что по износостойкости она не уступает стали ШХ15.

4. При создании промышленной технологии непрерывной разливки разработан способ комплексной обработки, совмещающий в едином цикле кристаллизацию расплава по методу ИНКО с термической обработкой затвердевшего металла - литейно-кристаллизационной термоообработкой СЛКТО). На этой основе, разработана и опробована в промышленных условиях новая технология непрерывной разливки быстрорежущей стали Р6М5 на МНЛЗ криволинейного типа ОАО "Серп и молот" с получением заготовок размером сечения 160x160мм, которые, минуя операцию ковки, прокатываются на задаваемый сортамент. Предложенная технология не ймеет аналогов в отечественной и мировой практике и защищена патентом Российской Федерации 2159291, приоритет от 20 ноября 2000 г.

5. Технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 повышена по сравнению со сталью, закристаллизованной по стандартной технологии. Ее ударная вязкость достигает 0,27 МДж/м2 , что в 2-2,5 раза выше соответствующего значения для обычной стали (0,1 МДж/м2). Разрушение происходит по вязко-хрупкому механизму, причем доля вязкой составляющей достигает 30%. О повышении технологической пластичности промышленных заготовок, полученных по методу "ИНКО-ЛКТО" свидетельствует и факт непрерывной разливки стали Р6М5 на МНЛЗ без растрескивания на участках загиба и разгиба.

Повышенная технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 позволяет подвергать ее дальнейшим деформационным переделам без предварительной операции ковки, обязательной при стандартной технологии.

Проведенные исследования температурной зависимости ударной вязкости показали, что в области температур 900-1100 °С данная характеристика для непрерывнолитой стали Р6М5 не уступает значениям для стали кованого стандартного слитка.

6. В ОАО "Серп и молот" разработана и освоена новая технология производства из заготовок непрерывнолитой стали Р6М5 горячекатаных листов

и сортового проката.

Благодаря предложенной технологии:

• исключается трудоемкая операция ковки;

• сокращается число технологических операций с 18 до 5;

• общая продолжительность цикла производства сокращается в 8 раз;

• выход годного материала повышается на 20-25%;

• себестоимость готовой продукции снижается на 30%;

• качество соответствует ГОСТ 19265-76.

7. Сортовой прокат, полученный из непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5, обладает достаточно высоким комплексом механических свойств:

- прочностные показатели проволоки диаметром 3,1мм из непрерывно-литой стали (ав = 820 МПа, о0>2 = 609 МПа) не уступают характеристикам проволоки, произведенной из кованых слитков (о, = 850МПа, о02= 490МПа);

- пластические характеристики удлинение и поперечное сужение (8 — 15% и \|f «= 40%) в - 2 раза превосходят соответствующие показатели проволоки, произведенной по стандартной технологии (5 = 8% = 18%);

- твердость непрерывнолитой стали после закалки с температур 12101240 "С и двукратного отпуска при 560 'С в течение 1 ч достигает 64,5-65.5HRC;

- красностойкость стали после указанной термообработки достигает 620 °С, как и красностойкость стали стандартного производства.

8. Инструменты (экспериментальные фрезы, сверла и ножи), изготовленные из непрерывнолитой стали, по эксплуатационным характеристикам не уступают и даже превосходят инструменты, произведенные из стали того же сортамента, но отлитой по существующей технологии. Экспериментальные фрезы из непрерывнолитого металла имели износостойкость на 20-30% выше износостойкости обычных фрез (производства заводов Бел-Фрез, г. Белгород и AMO ЗИЛ).

9. Изучена структура и свойства лент быстрорежущей и графитизированной стали толщиной 50-100 мкм, полученной закалкой из расплава. В обеих сталях в результате охлаждения со скоростью 104-106 °С/с формируется ультрадисперсная зеренная структура, состоящая из мартенсита, остаточного аустенита и карбидов. Зерна размером 2-5 мкм раздроблены на блоки, размер которых не превышает 0,3-0,5 мкм, а блоки, в свою очередь, разделены тонкими (0,02-0,04 мкм) прослойками карбидов. В стали Р6М5 это карбиды типа VC, V2C.

Высокие скорости кристаллизации графитизируемой стали подавляют процесс графитообразования. При охлаждении вместо графита образуется цементит Fe3C.

10. Разработаны новые способы циклической радиационно-термичес-кой обработки поверхности металлических изделий. Способы апробированы как на лабораторных образцах малоуглеродистой стали СтЗ, высокоуглеродистой графитизированной стали и чугуна, так и на готовых изделиях деформирующего оборудования металлургических заводов (валки холодной прокатки, проводки волочильных станов). Новизна разработанных способов защищена авторским свидетельством № 1663943, приоритет от 15.03.1991 г.

11. Теоретическими расчетами оценено влияние режимов РТО на распределение температур в обрабатываемом слое и прилегающих областях, формирование термоупругих напряжений и глубину упрочненного слоя. Металлографическими и рентгенографическими исследованиями определены структура и фазовый состав облученного слоя. Найдены оптимальные режимы радиационно-термической обработки, которые обеспечивают наибольшее упрочнение на глубину от 0,8 до 3 мм.

Упрочнение облученного слоя может регулироваться изменением соотношения долей мартенсита и аустенита, а также дисперсностью карбидных фаз. В отличие от обычных технологий термической обработки на протекание структурно-фазовых превращений и характер упрочнения облученного слоя при РТО существенно воздействуют дополнительные радиационно-термические механизмы. Облучение приводит к появлению высокой концентрации точечных дефектов и дислокаций. Наличие этих дефектов подтверждено прямыми измерениями методами электронной микроскопии и аннигиляции позитронов. В результате облучения плотность дислокаций в упрочненном слое увеличивается в 2 раза и составляет 2х10п см-2 .

12. Разработана промышленная технология радиационно-термического упрочнения изношенного слоя валков холодной прокатки. Предложены методы циклической радиационно-термической обработки: низкотемпературная НЦРТО (суммарная доза облучения электронным пучком 150—500 Мрад, количество циклов до 70, разогрев поверхности до 150-500 'С); ступенчатая СЦРТО (суммарная доза 180-500 Мрад в два этапа с количеством циклов до 30 и разогревом поверхности до 350-600 °С).

В зависимости от метода ЦРТО твердость валков увеличивается на 4-7 ед. HRC по сравнению с валками, закаленными ТВЧ, и достигает 62-67 HRC. Структура обработанных электронным пучком валков холодной прокатки состоит из отпущенного мартенсита с распределенными в нем мелкодисперсными (10-20 нм) частицами'карбидов Ме7С3, (Fe, Сг)3С и остаточного аустенита. Количество последнего зависит от режима ЦРТО.

Технология применена для восстановления вышедших из строя валков в ОАО "Серп и молот". В зависимости от способа НЦРТО и СЦРТО

стойкость восстановленных валков увеличивалась в 1,5 или 2 раза, соответственно.

Разработанная технология защищена а.с. № 1702697, приоритет от 01.09.1991 г., патентом Российской Федерации № 20778144, приоритет от 27.04.1997 г.

Основные результаты работы содержатся в следующих публикациях:

1. Васильев A.A., Александрова Н.М., Лончин Г.М. Электронно-термическая обработка сталей и сплавов // Электронная обработка металлов (изд-во "Штиинца"). 1981. С. 36-38.

2. Грузин П.Л., Александрова Н.М. и др. Способ термической обработки изделий: A.c. № 867040, приоритет от 22.05.1980.

3. Александрова Н.М., Скобло Т.С., Темников Э.М. и др. // Сталь. A.c. N° 1109465, приоритет от 17.06.1983.

4. Грузин ПЛ., Александрова Н.М., Великанов A.B. и др. Способ термической обработки стальных рельсовых скреплений: A.c. № 1112782, приоритет от 20.11.1982.

5. Кузнецов Ю.Е., Щербединский Г.В., Александрова Н.М. и др. Новые методы поверхностного упрочнения прокатных валков / Экспресс-информ. М.: Черметинформация, 1984. С. 1-33.

6. Александрова Н.М., Щербединский Г.В., Некипелов В.П. Структурные превращения в ферритном чугуне при его обработке электронным пучком / Матер. 6-го Всесоюзн. семинара "Опыт производства литых и кованых валков". М., 1986. С. 11.

7. Шапаренко A.B., Дубров В.А., Александрова Н.М. Влияние радиацион-но-термической обработки на структурные изменения в высокопрочном чугуне / Тезисы докл. Всесоюзн. семинара "Опыт производства и эксплуатации прокатных валков". М., 1986 г.

8. Александрова Н.М., Скобло Т.С. Влияние электронного облучения на структуру графитизируемой стали // Электронная обработка металлов (изд-во "Штиинца"). 1987. № 8. С. 14-17.

9. Грузин П.Л., Александрова Н.М., Скобло Т.С. и др. Влияние высокотемпературных источников пагрева и перераспределения углерода в упрочненном слое высокоуглеродистых сплавов для прокатных станов / "Диффузионные процессы в металлах": Сб. научных трудов Тульского политехнич. ин-та. 1987. С. 37-41.

10. Александрова H.M., Щербединский Г.В., Лазарев В.Н. и др. Упрочнение поверхности стали СтЗ пучком электронов в атмосфере / Доклад на б-м Всесо-юзн. совещ. по примен. ускорителей. 11-13 окт. Ленинград. 1988. С. 80-90.

11. Шапаренко А.В., Александрова Н.М., Щербединский Г.В. Применение мощного электронного пучка, выведенного в атмосферу, для модификации структуры высокоуглеродистых сплавов / Тезисы докл. Всесоюзн. семинара "Модификация структуры и свойств металлических материалов электронными пучками", Липецк. 1989. С. 5.

12. Александрова Н.М., Балакин А.Н., Лончин Г.М. Структурные исследования и определение температурных полей в подкладках ж/д скреплений, облученных электр. пучком / Тезисы докл. Семинара-совещания "Модификация структуры и свойств металлических материалов электронными пучками", 1989.

13. Щербединский Г.В., Александрова Н.М., Балакин А.В. Фрактографиче-ские и структурные исследования чугуна после радиационно-термической обработки / Тезисы докл. семинара-совещания "Модификация структуры и свойств металлических материалов электронными пучками", 1989.

14. Александрова Н.М., Щербединский Г.В. Структура и распределение легирующих элементов в хромоникелевом чугуне после РТО // Металлы. 1989. № 2. С. 63-66.

15. Лазарев А.Н., Александрова Н.М., Щербединский Г.В. Способ радиаци-онно-термической обработки стальных изделий: А.с. № 1702697, приоритет от 02.10.1989.

16. Александрова Н.М., Балакин А.Н., Белоглазова И.А. Исследование структуры и фазового состава деформированных заэвтектоидной стали и белого чугуна после радиационно-термической обработки / Тез. докл. "Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической обработки деталей машин и инструмента". Пенза, 1990. С. 65-66.

17. Александрова Н.М., Балакин А.Н. Структура графитизируемой стали после радиационно-термической обработки // Электронная обработка материалов. 1990. № 1 (151). С. 10-13.

18. Александрова Н.М., Щербединский Г.В., Лазарев В.Н., Мешков И.Н. и др. Структура чугунных проводок мелкосортных станов после обработки электронным пучкам // МиТОМ. 1991. № 3. С. 10-11.

19. Александрова Н.М., Глезер А.М. Воздействие сфокусированного пучка электронов на тонкую кристаллическую структуру и свойства инструментальной стали / Сб. докладов 2-й Международной школы-семинара "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах". Барнаул. 1994. С. 80-81.

20. Alexandrova N.M., Mackushev S.Yu., ,Melnikov V.E. Modification Structure and properties of Surface layer grey cast Iron. II International Sehool and Symposium of Physics in Materials Science. Sept. 1995. S.C III-l.

21. Александрова H.M., Макуuiee С.Ю., Селин B.B. Структурные характери-

стики поверхности восстановленных радиационно-термической обработкой валков холодной прокатки // МиТОМ. 1995. № 9. С. 2-4.

22. Александрова П.М., Мешков И.Н., Селин В.В. и др. Способ радиационно-термической обработки стальных деталей: Патент РФ № 20778144 приоритет от 27.04.1995.

23. Alexandrova N.M., Macku.eh.ev S.Yu., Melnikov V.E. Modification Str. and properties grey cast Iron under high-energy electron beam // Acta Physica Polonica A. 1996. Vol. 89. № 3. P. 383-387.

24. Александрова H.M., Карпельев В.В. и др. Радиационно-термическая обработка валков сфокусированным пучком электронов // Сталь. 1996. № 1. С. 63-65.

25. Александрова Н.М., Кондратьев BJI., Карпе льев В.А. Влияние радиа-ционно-термической обработки на тонкую атомную структуру и карбидообра-зование в валковой стали 90ХФ-Ш // ФХОМ. 1997. № 1. С. 11-16.

26. Александрова Н.М., Кондратьев В.Н., Селин В.В. Влияние низкотемпературной радиационно-термической обработки на тонкую кристаллическую структуру и карбидообразование в валковой стали // МиТОМ. 1997. № 1. С. 83 - 87.

27. Супов А.В., Александрова Н.М., Пареньков С .А. и др. Металлографические проблемы производства продукции из непрерывнолитых быстрорежущих сталей // МиТОМ. 1998. № 9. С. 6-13.

28. Александрова Н.М., Какабадзе Р.В., Супов А.В. и др. Способ получения литых металлических изделий. Патент РФ № 2101129. Приор, от 26.09.96 г. Зарегистр. 10.01.1998 г.

29. Supov A.V., Alexandrova N.M., а.о. Industrial Manufacturing of HighSpeed Steels using the Continuous Castings. Madrid - Spain. Octob., 1998. S. 81-93.

30. Супов A.B., Прусаков B.A., Александрова H.M. и др. Способность к пластическому деформированию быстрорежущей стали, полученной методом непрерывной разливки / 4-е Собрание металловедов России; Сб. материалов. Ч. 2. Пенза, 1998. С. 93-94.

31. Александрова Н.М. Способы восстановления валков холодной прокатки циклической радиационно-термической обработкой // Сталь. 1998. №8. С. 59-63.

32. Пареньков С.Л., Какабадзе Р.В., Супов А. В., Александрова Н.М. Комплексная технология литейно-кристаллизационных обработок при непрерывной разливке быстрорежущих сталей // Металлург. 1999. № 11. С. 39-41.

33. Alexandrova N.M. Spécial structures of graphite steel after high-energy electron irradiation // Acta Physica Polonica, A. 1999. Vol. 96. № 2. P. 259-262.

34. Александрова H.M., Супов A.B., Хрулев А.Г. Применение методов высокоскоростной кристаллизации при производстве стального литья. // Староду-бовские чтения. -Днепропетровск, 2004. С. 155-156.

35. Александрова Н.М., Галкин М.П., Какабадзе Р.В. и др. Способ обработки литых заготовок из сталей с низкой технологической пластичностью. Патент РФ № 2159291. Приор, от 10.04.2000.

36. Супов A.B., Прусаков Б.А., Александрова Н.М. Формирование структуры непрерывнолитой стали Р6М5 при импульсной переменноградиентной кристаллизации // МиТОМ. 2002. № 2. С. 5-7.

37. Александрова Н.М. Особенности кристаллизации поверхностных слоев не-прерывнолитых заготовок стали Р6М5 // Стародубовские чтения. -Днепропетровск, 2003. С. 155-156.

38. Александрова U.M., Макушев С.Ю., Лясоцкий И.В. и др. Структурооб-разование и свойства быстрозакаленной из расплава стали Р6М5 //Сталь. 2004. № 11. С. 100-103.

39. Поздняков В.А., Александрова Н.М. Оптимизация режимов электроннолучевой обработки сталей. I. Поля температур и термических напряжений // ФХОМ. 2004. № 5. С. 71-76.

40. Поздняков В.А., Александрова Н.М. Оптимизация режимов электроннолучевой упрочняющей обработки сталей. II. Анализ структурных превращений в углеродистых сталях и чугунах // ФХОМ. 2004. № 6. С. 61-66.

41. Александрова Н.М. Электронпо-лучевая обработка изделий и импульс-но-непрерывная кристаллизация слитков / Тезисы докл. XLIV Междунар. конф. "Актуальные проблемы прочности"; 3-7 октября 2005, г. Вологда.

42. Александрова Н.М., Макушев С.Ю., Кушнарев A.B. и др. Применепие метода импульсно-непрерывной кристаллизации с целью регулирования структуры и свойств графитизируемой стали ,// Сталь. 2006. № 3. С. 83-87.

11710 1

Подписано в печать 09.08.06. Заказ №53 Объем 2 п.л. Формат 60x841/16

Тираж 100 экз. Отпечатано: ООО "Графике В" гМосква, у л Долгоруковская, д.ЗЗ тел. 969-07-72

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. Состояние вопроса.

1.1. Состояние производства быстрорежущих сталей.

1.1.1. Общая характеристика быстрорежущих сталей, их типы, и потребление.

1.1.2. Современное состояние металлургического производства быстрорежущих сталей.

1.1.3. Особенности кристаллизации быстрорежущих сталей в зависимости от их состава и скорости охлаждения.

1.1.4. Основные свойства быстрорежущих сталей.

1.2. Современное состояние проблемы производства графитизируемых сталей.

1.2.1. Закономерности процесса графитообразования при кристаллизации графитизируемых сталей и чугунов.

1.2.2. Составы и свойства графитизируемых сталей.

1.3. Современные методы поверхностного упрочнения металлических материалов.

ПОСТАНОВКА РАБОТЫ.

ГЛАВА 2. Материалы, исследованные в работе, и методы изучения их структуры и свойств.

2.1. Выплавка материалов и подготовка образцов к исследованию.

2.2. Методы исследования структуры и фазового состава выбранных материалов.

2.3. Методы испытания механических свойств.

ГЛАВА 3. Разработка методов импульсно - непрерывной кристаллизации труднодеформируемых быстрорежущих, графитизированных сталей и чугунов.

3.1. Отработка на экспериментальных слитках схем импульсно непрерывной кристаллизации быстрорежущей стали Р6М5, графитизируемых сталей и чугунов.

3.2. Исследование влияния монотонного охлаждения с высокими скоростями на структуру и свойства закаленных из расплава лент быстрорежущей и графитизированной сталей.

3.2.1. Структура и свойства закаленной из расплава ленты стали Р6М5.

3.2.2. Структура быстрозакаленного стержня стали Р6М5.

3.2.3. Структура закаленной из жидкости ленты графитизируемой стали.

В число актуальных проблем, стоящих перед современной металлургией, на первый план выдвигается задача обеспечения промышленности материалами, обладающими комплексом требуемых механических свойств в сочетании с высокой их технологичностью. Металлурги, например, пытаются решать их за счет широкого использования усовершенствованных технологий непрерывной разливки.

В то же время, имеется большая группа сталей, непрерывная разливка которых до настоящего времени считалась невозможной из-за их низкой технологической пластичности. К числу таких сталей относятся быстрорежущие, высокохромистые штамповые, графитизируемые кремнистые и ряд других.

Решение проблемы непрерывной разливки этих сталей невозможно без исследований закономерностей формирования структуры и свойств, начиная со стадии кристаллизации.

Не случайно, на 3-й Европейской конференции по непрерывной I разливке [9], в числе первоочередных направлений научных работ в 21 веке отмечены разработки в области фундаментальных исследований кристаллизационных процессов, а также разработка новых подходов к разливке труднодеформируемых сталей с широким интервалом температур кристаллизации. К их числу относятся исследуемые в нашей работе быстрорежущие и графитизируемые стали.

В настоящее время производство быстрорежущих сталей осуществляется путем монотонного охлаждения металла в изложницах. В результате в слитках формируется грубая структура, содержащая эвтектические составляющие, резко снижающие пластичность. Кроме того, их фазовый состав также отрицательно сказывается на пластичности, что делает невозможной непрерывную разливку металла. Именно поэтому дальнейшая переработка слитков на сортамент предусматривает обязательную операцию ковки.

К другой группе сталей с низкой технологической пластичностью относятся графитизируемые стали. При традиционно используемой технологии монотонного охлаждения отливок низкая технологическая пластичность этих сталей связана с грубыми коралловидными и хлопьевидными формами графитных включений и их неоднородным распределением по сечению отливок. Для обеспечения сочетания высоких свойств таких сталей требуется сформировать структуру с дисперсными частицами графита шаровидной формы. В практике использования графитизированных сталей подобные структуры формируются либо длительными отжигами, либо прецизионной деформационно-термической обработкой.

Отмеченные сложности производства труднодеформируемых сталей обусловлены тем, что не разработаны эффективные способы воздействия на литую структуру, являющуюся основой ее наследственного влияния на свойства при всех последующих переделах [12]. Решение проблемы управления литой структурой следовало искать на пути разработки принципиально новых методов воздействия на процесс кристаллизации разливаемого металла.

Не менее актуальной задачей для современного металловедения является и изыскание различных путей повышения свойств материалов за счет модифицирования структуры не всего объема, а лишь их поверхностных слоев. Для этих целей широко используются различные методы химико-термической обработки, воздействие токами высокой частоты, лазерными, плазменными и др. способами.

Одним из эффективных способов модифицирования структуры и свойств поверхностных слоев материалов является метод радиационно-термической обработки (РТО), то есть облучение потоком высокоэнергетических электронов.

Следует подчеркнуть, что если для машиностроения указанные способы разрабатываются с целью повышения свойств готовых изделий, то для металлургической промышленности эта проблема актуальна в связи с необходимостью повышения комплекса свойств обрабатывающего оборудования (валков станов горячей и холодной прокатки, проводок и фильер проволочных станов, штампового инструмента).

Прогнозировать изменения в поведении оборудования при эксплуатации после его радиационно - термического облучения и оценить ресурс работы было невозможно без исследования структуры и свойств [13]. Поэтому постановка и проведение исследований по данной проблеме представлялись актуальными и вполне обоснованными.

Цель работы: Комплексное изучение закономерностей формирования структуры и свойств бысторежущих, графитизируемых, хромистых, низкоуглеродистых сталей и чугунов при различных условиях охлаждения и радиационно-термического облучения, а также разработка на их основе новых технологий непрерывной разливки и упрочнения труднодеформируемых материалов.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. На основе нового подхода к условиям формирования литых структур, связанного с заменой монотонного охлаждения слитков на импульсно - непрерывный, разработать метод его реализации.

2. На модельных слитках провести исследования структуры и свойств отобранных групп сталей и чугуна и, тем самым, определить параметры, обеспечивающие повышение их технологической пластичности.

3. С использованием установленных на модельных слитках связей скоростей теплоотвода при импульсно - непрерывной кристаллизации с характеристиками формирующейся структуры, влияющими на технологическую пластичность, приступить к разработке в промышленных условиях технологии непрерывной разливки быстрорежущей стали Р6М5, а также деформационно-термических режимов производства требуемого сортамента из непрерывнолитой стали. 4. Для выяснения возможностей расширения применимости принципов немонотонного импульсного охлаждения, как способа воздействия на литую структуру, исследовать другие подходы к условиям кристаллизации с более высокими скоростями, в частности, методы циклической радиационно - термической обработки поверхности.

Научная новизна работы.

1. Разработаны новые методы импульсно-непрерывной кристаллизации отливок («ИНКО») и литейно кристаллизационных термообработок («ЛКТО»), в которых вместо традиционного монотонного охлаждения слитков применяется чередование периодов охлаждений и отогревов. Методы опробованы на примерах кристаллизации быстрорежущей стали Р6М5, высокоуглеродистой графитизированной стали и серых чугунов. Во всех случаях установлено, что он позволяет существенно диспергировать литую структуру и сделать ее более однородной. Методы не имеют аналогов в России и за рубежом. Новизна и приоритет методов защищены патентами Российской Федерации № 2101129 и № 2159291.

2. Получены новые данные о закономерностях формирования морфологии и дисперсности карбидных фаз, графитных включений и различных матричных структур, образующихся при кристаллизации исследуемых сталей и чугунов как в широком диапазоне скоростей монотонного охлаждения (от 1 до 104—106 °С/с), так и в процессе импульсно - непрерывной кристаллизации.

В графитизируемой стали, закристаллизованной по методу «ИНКО», достигнуто получение в литой структуре однородного распределения мелкого шаровидного графита, в то время как при других способах кристаллизации подобная структура формируется только после сложных деформационно-термических обработок и длительных отжигов.

3. Сопоставлением структур с механическими свойствами (твердость, ударная вязкость), а также фрактографическими данными доказано, что метод «ИНКО» позволяет повышать технологическую пластичность быстрорежущей и графитизируемой сталей до уровня, обеспечивающего их деформируемость без растрескивания.

4. Разработана промышленная технология разливки труднодеформируемой стали Р6М5 на MHJ13 ОАО «Серп и Молот». Исследованиями структуры и свойств, а также самой непрерывной разливкой стали Р6М5 показано, что ее технологическая пластичность выше, чем у стали, получаемой по традиционной технологии. Новая технология защищена патентом Российской Федерации № 2159291, приоритет от 20. 11. 2000 г.

5. Повышение технологической пластичности промышленных заготовок стали Р6М5, полученных по методу «ИНКО - J1KTO», подтверждается, прежде всего, фактом ее непрерывной разливки на MHJI3 без растрескивания при высоких степенях деформации на участках загиба и разгиба.

Технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5, оцениваемая по ударной вязкости, возрастает в 2 - 2, 5 раза по сравнению со сталью, получаемой по стандартной технологии (ак увеличивается от 0,1 до 0,27 МДж/м2). Разрушение происходит по вязко - хрупкому механизму, причем доля вязкой составляющей достигает 30 %.

Повышенная технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 позволяет подвергать ее дальнейшим деформационным переделам без предварительной операции ковки, обязательной при стандартной технологии.

Проведенные исследования температурной зависимости ударной вязкости показали, что в области температур 900—1100°С данная характеристика для непрерывнолитой стали Р6М5 не уступает значениям стали кованого стандартного слитка.

6. Разработаны новые методы радиационно-термического упрочнения изделий из сталей и чугунов, благодаря которым повышается износостойкость деформирующего оборудования металлургических заводов (валков холодной прокатки, проводок волочильных станов и др.) и улучшается качество листов и лент, получаемых с использованием данного оборудования. Новизна указанных методов подтверждена авторскими свидетельствами: а. с. № 1150954, приор, от 10.11.1984 г., а. с. № 1170787, приор, от 01.04.1985 г., и а. с. № 1774661, приор, от 08.07.1992 г.

7. Показано, что модифицированная циклическими радиационно -термическими обработками (РТО) структура малоуглеродистой и графитизированных сталей по своему характеру во многом сходна со структурой, формирующейся при кристаллизации по методу ИНКО. Для ИНКО и для радиационнно - термической обработки (РТО) характерны измельчение зерна, более однородное распределение высокодисперсных карбидных и графитных фаз. Отличительной особенностью структур после РТО является образование высокой концентрации радиационно-термических дефектов (вакансий, дислокаций), зафиксированных прямыми измерениями методами аннигиляции позитронов и электронной микроскопией.

8. Разработана новая технология радиационно-термического упрочнения изношенных и новых валков холодной прокатки, позволяющая в 1,5 и 2 раза увеличить их стойкость по сравнению с валками, закаленными ТВЧ. Новизна и эффективность технологии защищены а. с. № 1702697 от 02.10.1989 г. и патентом Российской Федерации № 20778144, приоритет от 04.11.1995 г.

Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются: использованием комплекса современных методов исследования структуры: (металлографии с компьютерным анализом металлографических изображений, рентгенографии, электронной микроскопии, ядерного гамма - резонанса и метода аннигиляции позитронов); согласованностью результатов лабораторных и промышленных экспериментов;

- повышением технологической пластичности быстрорежущей стали Р6М5 и успешной реализацией непрерывной разливки стали на MHJI3 криволинейного типа с использованием метода импульсно-непрерывной кристаллизации;

- качеством промышленно - произведенной продукции в виде горячекатаных листов из непрерывнолитой стали Р6М5; успешной реализацией разработанных методов радиационно -термических облучений при обработке промышленного оборудования из сталей и чугунов (валков станов холодной прокатки, проводок волочильных станов), а также повышением качества продукции, изготовляемой с применением такого оборудования.

Практическая значимость и экономическая эффективность работы заключаются: в разработке технологии непрерывной разливки труднодеформируемой быстрорежущей стали Р6М5, основанной на методе «ИНКО-ЛКТО», которая позволяет исключить операцию ковки, обязательную для стандартной разливки быстрорежущей стали в изложницы. Это создает возможность реализации сквозной технологической цепочки от стадии разливки до получения задаваемого сортамента, исключающей повторные нагревы. Новая технология позволяет уменьшить число технологических операций с 18 до 5 при получении листа и сортамента, сократить продолжительность цикла производства на 30 %, повысить выход годного металла на 25 %, и более чем на 30 % снизить себестоимость стали, а также создает возможность непрерывной разливки других марок сталей, которые прежде не разливались.

В успешной реализации разработанных методов радиационно. -термических облучений при обработке промышленного оборудования из сталей и чугунов, увеличивая срок службы валков холодной прокатки в 1,5 и 2 раза, а проводок из чугуна в 2,5 - 5раз и повышая качество продукции прокатного и волочильного производства.

В работе решена важная народно - хозяйственная задача обеспечения металлургической промышленности новыми конкурентноспособными технологиями непрерывной разливки и радиационно - термической обработки сталей и сплавов, снижающими энергетические затраты и повышающие производительность труда и качество продукции.

Новизна, экономическая эффективность и конкурентоспособность новой технологии непрерывной разливки на международной арене подтверждена присуждением двух Золотых медалей на выставках: 5-м международном салоне промышленной собственности «Архимед» в 2002 г. и 11-й международной специализированной выставке «Металл-Экспо - 2005». Технология радиационно - термического упрочнения валков холодной прокатки отмечена бронзовой медалью ВДНХ СССР.

На защиту выносятся:

-Закономерности формирования структуры и свойств быстрорежущих и графитизируемых сталей при кристаллизации в условиях монотонного охлаждения с различными скоростями и при импульсно - непрерывном охлаждении.

- Новые методы импульсно - непрерывной кристаллизации различных сталей и чугунов.

- Новая технология непрерывной разливки на MHJI3 криволинейного типа быстрорежущей стали Р6М5.

Результаты исследования структуры и свойств после деформационно-термических режимов производства листа и сортамента из непрерывнолитой стали Р6М5.

- Новые методы радиационно-термического упрочнения сталей и чугунов, приводящие к повышению износостойкости оборудования, используемого для деформации сталей и сплавов.

- Совокупность экспериментальных результатов комплексного исследования изменений структуры и механизмов упрочнения сталей и чугунов, вызванных воздействием циклических радиационно-термических обработок. Технологические рекомендации по режимам упрочнения различных промышленных изделий (проводок волочильных станов, подкладок-скреплений для железнодорожного транспорта).

- Ресурсосберегающая технология повышения износостойкости валков холодной прокатки методом их циклического радиационно-термического облучения электронным пучком.

Основные выводы по работе

1 .Установлены основные закономерности формирования структуры при кристаллизации труднодеформируемых быстрорежущей и графитизируемых сталей и чугунов со скоростями охлаждения от 1 до 106 °С/с. (кокильная разливка, закалка из расплава, импульсно - непрерывный теплоотвод, затвердевание расплавленного слоя после радиационно-термического воздействия). Показано, что импульсно-непрерывное охлаждение приводит к подавлению ликвационных процессов и повышению химической однородности слитка, практически полному исчезновению зоны столбчатых дендритов, повышению степени дисперсности всех структурных и фазовых составляющих. Изменения литых структур являются основой наследственного влияния на свойства, формирующиеся при всех последующих переделах и в готовых изделиях.

Сопоставление характера структуры с результатами измерения механических свойств (твердость, ударная вязкость, износостойкость) и фрактографическими картинами показало, что происходит повышение технологической пластичности исследованных труднодеформируемых сталей. В быстрорежущей стали это связано со значительным измельчением (до 10 - 15 мкм) размеров зерен, уменьшением до 3 - 5 мкм первичных карбидов типа МеС, МегС и более равномерным их распределением по объему. Снижается также объемная доля эвтектических составляющих, изменяется их морфология и отсутствует скелетная эвтектика. В графитизируемых сталях повышение технологической пластичности обусловлено измельчением размеров зерна и высокой степенью дисперсности графитных частиц шаровидной формы.

2. Разработан новый метод импульсно-непрерывной кристаллизации отливок (ИНКО), не имеющий аналогов в России и за рубежом. Сущность метода заключается в замене традиционного монотонного охлаждения прерывистым чередованием различной длительности импульсов принудительного охлаждения и отогрева кристаллизующегося материала. Отработка метода проведена на быстрорежущей стали Р6М5, высокоуглеродистой графитизированной стали и чугуне.

На основе исследований структуры и свойств металла определены оптимальные температурно-временные параметры периодичности и необходимое количество числа циклов «охлаждение - отогрева» в методе ИНКО, обеспечивающие разливаемость и деформируемость слитков быстрорежущей и графитизируемой сталей.

Новизна и приоритет метода защищены патентом Российской Федерации № 2101129 с приоритетом от 26.09, 1996.

3. В графитизированных сталях с 1,2-1,4%С и l,6%Si, закристаллизованных по методу ИНКО, структура, содержащая частицы графита глобулярной формы диаметром 3-5 мкм, формируется уже в процессе затвердевания, в то время как при обычных условиях разливки аналогичная структура достигается лишь в результате длительных энергозатратных отжигов слитков. Комплексное исследование влияния термических обработок на структурно-фазовое состояние и свойства стали, закристаллизованной по методу ИНКО, показало, что за счет образования дисперсного игольчатого мартенсита с регулируемым содержанием остаточного аустенита порядка 15-20 % и графитной фазы (2%) возможно реализовать сочетание высокой твердости 750-800HV с удовлетворительной пластичностью.

Испытания графитизированной стали как литой, так и термообработанной, показали, что по износостойкости она не уступает стали ШХ15.

4. При создании промышленной технологии непрерывной разливки разработан способ комплексной обработки, совмещающий в едином цикле кристаллизацию расплава по методу ИНКО с термической обработкой затвердевшего металла - литейно-кристаллизационной термообработкой «ЖТО». На этой основе разработана и опробована в промышленных условиях новая технология непрерывной разливки быстрорежущей стали Р6М5 на MHJI3 криволинейного типа ОАО «Серп и Молот» с получением заготовок размером сечения 160x160 мм, которые, минуя операцию ковки, прокатываются на задаваемый сортамент. Предложенная технология не имеет аналогов в отечественной и мировой практике и защищена патентом Российской Федерации 2159291, приоритет от 10.04. 2000 г.

5. Технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 повышена по сравнению со сталью, закристаллизованной по стандартной технологии. Ее ударная вязкость достигает 0,27 МДж/м2, что в 2 - 2, 5раза выше соответствующего значения для обычной стали (0,1 МДж/м2). Разрушение происходит по вязко - хрупкому механизму, причем доля вязкой составляющей достигает 30 %. О повышении технологической пластичности промышленных заготовок, полученных по методу «ИНКО - ЛКТО», свидетельствует и факт непрерывной разливки стали Р6М5 на MHJI3 без растрескивания на участках загиба и разгиба.

Повышенная технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 позволяет подвергать ее дальнейшим деформационным переделам без предварительной операции ковки, обязательной при стандартной технологии.

Проведенные исследования температурной зависимости ударной вязкости показали, что в области температур 900 - 1100°С данная характеристика для непрерывнолитой стали Р6М5 не уступает значениям для стали кованого стандартного слитка.

6. На ОАО «Серп и Молот» разработана и освоена новая технология производства из заготовок непрерывнолитой стали Р6М5 горячекатаных листов и сортового проката.

Благодаря предложенной технологии:

• исключается трудоемкая операция ковки;

• сокращается число технологических операций с 18 до 5;

• общая продолжительность цикла производства сокращается в 8 раз;

• выход годного материала повышается на 20-25%;

• себестоимость готовой продукции снижается на 30%;

• качество соответствует ГОСТ19265 - 76.

7. Сортовой прокат, полученный из непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5, обладает высоким комплексом механических свойств:

- прочностные показатели проволоки 0 3,1 мм из непрерывнолитой стали (ав = 820 МПа, о0,2 = 609 МПа) не уступают характеристикам проволоки, произведенной из кованых слитков (ав=850МПа, ао,2=490МПа);

- пластические характеристики: удлинение и поперечное сужение (5 = 15% и \|/ =40%) примерно в 2 раза превосходят соответствующие показатели проволоки, произведенной по стандартной технологии (5 = 8 и \|/=18);

- твердость непрерывнолитой стали после закалки с температур 1210-1240 °С и двукратного отпуска при 560 °С по одному часу достигает 64,5-65,5 HRC;

- теплостойкость стали после указанной термообработки достигает 620 °С, как и теплостойкость стали стандартного производства.

8. Инструменты (экспериментальные фрезы, сверла и ножи), изготовленные из непрерывнолитой стали, по эксплуатационным характеристикам не уступают и даже превосходят инструменты, произведенные из стали того же сортамента, но отлитой по существующей технологии. Экспериментальные фрезы из непрерывнолитого металла имели износостойкость на 20-30 % выше износостойкости обычных фрез.

9. Изучена структура и свойства лент быстрорежущей и графитизированной стали толщиной 50 - 100 мкм, полученной закалкой из расплава. В обеих сталях в результате охлаждения со скоростью 104106 °С/с формируется ультрадисперсная зеренная структура, состоящая из мартенсита, остаточного аустенита и карбидов. Зерна размером 2-5 мкм раздроблены на блоки, размер которых не превышает 0,3-0,5 мкм, а блоки, в свою очередь, разделены тонкими (0,02-0,04 мкм) прослойками карбидов. В стали Р6М5 это карбиды типа VC, У2С.

Высокие скорости кристаллизации графитизируемой стали подавляют процесс графитообразования. При охлаждении вместо графита образуется цементит Fe3C.

10. Разработаны новые способы циклической радиационно-термической обработки поверхности металлических изделий. Способы апробированы как на лабораторных образцах малоуглеродистой стали Ст.З, высокоуглеродистой графитизированной стали и чугуна, так и на готовых изделиях деформирующего оборудования металлургических заводов (валков холодной прокатки, проводок волочильных станов). Новизна и приоритет разработанных способов защищена авторским свидетельством №1663943, приоритет от 23. 06. 1989 г.

11. Теоретическими расчетами оценено влияние режимов РТО на распределение температур в обрабатываемом слое и прилегающих областях, формирование термоупругих напряжений и глубину упрочненного слоя. Металлографическими и рентгенографическими исследованиями определены структура и фазовый состав облученного слоя. Найдены оптимальные режимы радиационно - термической обработки, которые обеспечивают наибольшее упрочнение на глубину от 0,8 до 3 мм. /

Упрочнение облученного слоя может регулироваться изменением соотношения долей мартенсита и аустенита, а также дисперсностью карбидных фаз. В отличие от обычных технологий термической обработки на протекание структурно - фазовых превращений и характер упрочнения облученного слоя при РТО существенно воздействуют дополнительные радиационно-термические механизмы. Облучение приводит к появлению высокой концентрации точечных дефектов и дислокаций. Наличие этих дефектов подтверждено прямыми измерениями методом электронной микроскопии и аннигиляции позитронов. В результате облучения плотность дислокаций в упрочненном слое увеличивается в 2 раза и составляет 2x101'см*2.

12. Разработана промышленная технология радиационно термического упрочнения изношенного слоя валков холодной прокатки. Предложены методы циклической радиационно - термической обработки: низкотемпературная НЦРТО (суммарная доза облучения электронным пучком 150 - 500 Мрад, количество циклов до 70, разогрев поверхности до 150 - 500 °С); ступенчатая СЦРТО (суммарная доза 180 - 500 Мрад в два этапа с количеством циклов до 30 и разогревом поверхности до 350-600°С).

В зависимости от способа ЦРТО твердость валков увеличивается на 4 -7 ед HRC по сравнению с валками, закаленными ТВЧ, и достигает 62 - 67 HRC. Структура обработанных электронным пучком валков холодной прокатки состоит из отпущенного мартенсита с распределенными в нем мелкодисперсными (10 - 20нм) частицами карбидов Ме7Сз, (Fe, Сг) зС и остаточного аустенита. Количество последнего зависит от способа ЦРТО.

Технология применена для восстановления вышедших из строя валков на ОАО «Серп и Молот». В зависимости от способа НЦРТО и СЦРТО стойкость восстановленных валков увеличивалась в 1,5 или 2 раза, соответственно.

Разработанная технология защищена авторскими свидетельствами №1702697, приоритет от 02.10.1989 г и патентом Российской Федерации №20778144, приоритет от 27.04.1995 г.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ ПО ГЛАВЕ 8.

На валках станов холодной прокатки из стали 90ХФШ как новых, так и изношенных, проведено исследование влияния радиационно - термических обработок на повышение их износостойкости, по сравнению с обычно используемым упрочнением валков закалкой ТВЧ. Облучение потоком электронов проводили на ускорителе ЭЛВ - 4 мощностью 1,5кВт.

Воздействие на поверхностный слой валков происходило по режимам циклического наращивания доз. В процессе проведения исследований разработаны три способа электронного облучения: 1) Низкотемпературная циклическая обработка (НЦРТО), 2) Высокотемпературная циклическая РТО (ВЦРТО) и 3) Ступенчатая циклическая РТО (СЦРТО).

Поиск оптимальных режимов облучения проведен с использованием теплофизических расчетов полей распределения температур.

Измерения твердости облученных ЦРТО валков показали, что она меняется с 59 - 62HRC после закалки ТВЧ, до 66 - 67 HRC после циклических радиационно- термических обработок.

Для выяснения механизмов упрочнения облученных валков исследованы их структуры и сопоставлены со структурой, сформированной после закалки ТВЧ. В обоих случаях матрица стали мартенситно - аустенитная, но количество остаточного аустенита в облученном РТО слое меньше на 5 - 9%, чем после ТВЧ. В облученном ЦРТО слое более высокий и уровень микроискажений (6 х

3 3

10" по сравнению с 4 х 10"). Содержание углерода в мартенсите после ЦРТО ниже, но объемная доля дисперсных (размерами 10 - 20нм) карбидов типа М7С3 - выше.

Приведенные выше увеличения твердости после ЦРТО обусловлено не только структурой, но также и вызванными радиационным облучением дефектами.

Электронномикроскопическим исследованием установлено, что плотность дислокаций после ЦРТО в 2 раза выше, чем после закалки ТВЧ и 11 2 достигает 2 х 10 см " . Значительно увеличивается и плотность дефектов вакансионного типа (в 2 - 2, 5 раза), что подтверждено прямыми экспериментами методом аннигиляции позитронов.

Эксплуатационные испытания валков холодной прокатки на 20 - ти валковом стане ОАО «Серп и Молот» показали, что срок службы изношенных валков после НЦРТО увеличивается в 2 раза, а после ВЦРТО - в 1,5 раза, по сравнению с валками, закаленными ТВЧ. Это позволяет сократить расход валков и увеличить количество прокатанного материала в расчете на один валок до его замены.

В результате проведенного исследования предложена новая технология радиационно-термического упрочнения валков холодной прокатки. Технология защищена авторскими свидетельствами №1702697, приоритет от 02.09.1989г., №1663943, приоритет от 23. 06. 1989г. и патентом Российской Федерации №2078144, приоритет от 04.1995г.

1. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. М., Металлургия, 1975. 584 е., с илл.

2. Гольдшмидт Х.Д. Сплавы внедрения. Т. 1. М., Мир, 1971. 365 е., с илл.

3. Прутки и полосы из быстрорежущей стали. ГОСТ 19265-73.

4. Бродов А.А., Кузнецов Ю.Е. Тенденции спроса на инструментальные и быстрорежущие стали и состояние их производства. Бюллетень «Черная металлургия», 2001, № 10. С. 328.

5. Кремнев JI.C. Быстрорежущая сталь — основной материал для режущего инструмента. Национальная металлургия. Перспективные материалы. 2001, № 3. С. 31-35.

6. Потапов В.А. Режущие материалы и инструменты. Современные тенденции. БИКИ, 1999, № 135.

7. Осутин А.В. Быстрорежущая сталь. Состояние и тенденции современного российского рынка. Металлоснабжение и сбыт, 1997, № 1.jje/tfSfi&Jtfc}

8. Акияма Е., Инаба X., Такацуру Т. Технология производства\4штых*" заготовок из быстрорежущей стали. Денки сейко, 1997. Т. 68. № 1. С. 45-51.

9. Proceeding of 3-rd European Conference on Continuous Casting. Madrid-Spain. october 20-23,1998.

10. Петров A.K., Левитин B.B., Мирошниченко И.С. Структура стали Р6М5, полученной порошковым методом. Порошковая металлургия, 1971, № 3. С. 9-12.

11. Cobrin С.A. Iron Age, 1967, Dec., № 23. P. 200-202.

12. Никитин В.И., Никитин К.В. Наследственность в литых сплавах, Машиностроение -1,2006,476 е., с илл.

13. Новое в технологии получения материалов, под ред. Осипяна Ю.А., Хауффа А., Машиностроение, 1990,448с., с илл.

14. Таран Ю.Н., Нижниковская П.Ф., Гришина С.Н. и др. Карбидное превращение в литой стали Р6М5 при высокотемпературной обработке. МиТОМ, 1976, № 11. С. 37-40.

15. Адаскин A.M., Седов Ю.Е. Влияние размеров и распределения карбидов на величину зерна быстрорежущей стали. МиТОМ, 1976, № 11. С. 12-16.

16. Нижниковская П.Ф., Калинушкин Е.П., Снаговский JI.M. и др. Формирование структуры быстрорежущих сталей при кристаллизации. МиТОМ, 1982, № 11. С. 23-30.

17. Мошкевич Л.Д., Курасов А.Н., Евлампиева Н.Е. Изменение состава и строения эвтектических карбидов при нагреве быстрорежущих сталей. МиТОМ, 1979, № 6. С. 41-44.

18. Таран Ю.Н., Иванов Л.И., Мошкевич Л.Д. Морфология эвтектик в Fe-W-C сплавах. МиТОМ, 1972, № 1. С. 2-5.

19. Геллер Ю.А., Кремнев Л.С., Салманов Н.С. Структура и свойства быстрорежущих сталей в зависимости от скорости охлаждения в температурном интервале первичной кристаллизации. МиТОМ, 1979, № 6. С. 44-46.

20. Таран Ю.Н., Нижниковская П.Ф., Миронова Т.Н. и др. Структурныеизменения в эвтектиках стали Р6М5. Изв. вузов. Черн. металл., 1981, 5/1.1. С.41-44.

21. Тишаев С.И., Мошкевич Л.Д. Закономерности формирования эвтектических карбидов в быстрорежущих сталях. Сталь, 1983, № 10. С. 62-67.

22. Тишаев С.И., Конрад Ю.Г., Позняк Л.А. Структура и свойства штамповых сталей типа 9Х2МНФ. МиТОМ. 1975, № 9. С. 60-64.

23. Таран Ю.Н. Структура слитка стали Р6М5. Изв. вузов. Черная металлургия, 1976, № 10/2. С. 106-109.

24. Таран Ю.Н. Особенности формирования эвтектики и их термическаястабильность в сплавах Fe-C-W-Mo-V-Cr. В сб. Физика прочности композиционных материалов. ЛФТИ, 1980. С. 12.

25. Геллер Ю.А., Моисеев В.Ф. Влияние титана и ниобия на свойства быстрорежущих сталей. Изв. вузов. Черная металлургия, 1965, № 5. С. 152-156.

26. Чаус А.С. Модифицирование литых вольфраммолибденовых быстрорежущих сталей ниобием, цирконием и титаном. МиТОМ, 2005, №2. С. 16-21.

27. Berry Z.T. Neue Erkenntnissein Behandlung von Schnellarbeitsstahlen, Techn. Mitt., 1971, Bd 64. № 1-2. S. 17-19.

28. Brandts H., Haberling E. Einfluss von Titan auf einige eigen schafften Schnellarbeitsstahlen, Thyssen Edelst. Techn. Ber. 1978, Bd 4. № 2. S. 8590.

29. Еднерал А.Ф., Кириенко В.И., Филимонов B.H. Влияние титана и ниобия на свойства безвольфрамовой быстрорежущей стали. Изв. АН СССР. Металлургия, 1987, № 4. С 92-96.

30. Dobrzanski L.A., Zarychta A., Ligarski М. High-Speed Steels with addition. J. of materials processing technology, 1977. V. 7. № 1-3. P. 101-106.

31. Kherandish S., Kharrazi V.H.K., Mirdamsdi S. Mechanical properties of M7 high-speed cast steel modified niobium, ISIJ International, 1997. V. 37. № 7. P. 721-725.

32. Букелич С.Б. Рентгеноспектральный анализ эвтектических карбидов в вольфраммолибденовых быстрорежущих сталях. Заводск. лабор., 1983. Т. 49. № 9. С. 34-38.

33. Мошкевич А.Д., Евлампиева Н.Е. Структура и свойства инструментальных сталей. Сб. статей. М., 1984. С. 35^12.

34. Nica Michain. Образование и распад эвтектических карбидов в быстрорежущих сталях. Диссертация. (РЖ Металлургия, 1979, 5429 Д).

35. Тодоров Р.П., Николов М.В. Структура и свойства отливок изграфитизируемых сталей. М., Металлургия, 1976. 176 е., с илл.

36. Тодоров Р.П. Графитизированные железоуглеродистые сплавы. М., Металлургия, 1981. 320 е., с илл.

37. Коровина Г.В. Литая графитизированная сталь. Свердловск, Машгиз. 1969 е., с илл.

38. Жураковский В.М., Самелин Б.В. Влияние неметаллических включений и газов на графитизацию и формирование свойств литой заэвтектоидной стали. В кн.: Неметаллические включения и газы в литейных сплавах. Запорожье, 1985. с. 23-28.

39. Жураковский В.М., Садчиков В.Я., Самелин Б.В. Влияние бора и кальция на графитизацию заэвтектоидной кремниевой стали. Изв. вузов. Черная металлургия, 1981, №4. С. 19-121.

40. Шаповалов В.И. Кристаллизация первичного графита в расплавах. Изв. АН СССР, сер. Металлы, 1980, № 5. С. 72-77.

41. Неижко И.Г. Графитизация и свойства чугуна. Киев, Наукова думка, 1989.-202 е., с илл.

42. Гиршович М.Г. Кристаллизация и свойства чугуна в отливках. М.-П., Машгиз, 1968. 562 е., с илл.

43. Неижко И.Г. О теориях образования шаровидного графита в чугуне. Киев, ИПЛ АН УССР, 1981. С. 11-27.

44. Кимстан Г.И., Драпкин М.Г., Уржаев Д. А. О влиянии графитизирующего модифицирований на структуру заэвтектоидной стали. Черная Металлургия, 2001, № 4. С. 59-62.

45. Хорошев И.И., Жураковский В.М. О механизме упрочнения феррита в литой углеродистой стали. ВММ, 1965. Т. 20, в. 6. С. 902-907.

46. Kutsumary Jikawa а.о. Medium Carbon Steel having dispersed fine graphite. Structure and its production, Pat, US., 6,174, 384, 81.

47. Жураковский В.М. О совместном влиянии серы и алюминия на рост зерна аустенита. Изв. вузов. Черная металлургия, 1965, № 12. С. 120-125 •

48. Патент Японии № 11246940, Hypo-Eutectoid Steel with dispersed fine Graphite Structure and its production. Oikawa Masonari, Abe Toshiniko, Washimi Shinichi 1999-08-25.

49. Патент США № 006174384 BI, Medium Carbon Steel Having Dispersed Fine Graphite structure and Method for the Manufacturing,There of Kitsunary Oikawa, Tushiniko Abe, Shinishi Sumi 2001-20-16.

50. Патент Японии № 906742, Steel Material fol/ Mashine structural use, excelent in cold workability, and its production. Kuretani Norihito, Kanbara Susumu. Metal Co., 1997-03-11.

51. Бабич А.П., Сапожников B.E., Степанов А.А. и др. Разработка и промышленное опробование технологии производства рельсов высокой прочности. Металлург, 1983, № 7. С. 32-33.

52. Скобло Т.С., Рудюк С.И., Малышенко J1.A. и др. Литейное производство, 1981, № 8. С. 34-35.

53. Соловей А.Г., Филин В.И., Гнатенко К.М. и др. Патент РФ № 2217518 С2,2003 27. 11.

54. Скобло Т.С., Рудюк С.И., Кудрявцев Л.Г. и др. Фазовые превращения в заэвтектоидных легированных сталях с различным содержанием кремния. В сб.: Проблемы металловедения и физики металлов, 1978, 1. С. 76-80.

55. Selvin J., Cooper. Iron alloy containing Molybdenum. Pat. US, № 2003 0024608.

56. Miwa Yoshihica, Hanakawa Katsunori. Steel member excellent in wear Resistance and its production. Пат. J.P. 4301031, 1992.

57. Yasuki Shinichi, Abe Satoshi a.o. Steel for Machine Structure excellent in fatigue characteristic and damping property.

58. Method for Production pearlite Rail excellent in wear Resistance and ductile toughness. QR of RTRJ, 1999. V. 40. № 2. P. 86-88.

59. Бубликов В.Б., Козак Д.С., Нестерук С.П. и др. Об особенностях кристаллизации модифицированной графитизированной стали. Процессы литья, 2004, № 2. С. 12-15.

60. H.Yokojama, S.Mitao, M.Takemasa. Development of high Strength pearlitice Steel Rail with excellent wear and damage Resistance NKK Technical Review, 2002, № 86. P. 1-7.

61. Watari Koiji, Aihara Kengi. Steel Material for induction hardening and its production. Pat. JP. 1996 0348749.

62. Ворожишев В.И., Павлов В.В., Шур Е.А. и др. Разработка технологии производства рельсов из бейнитной стали. Сталь, 2005, № 2. С. 71-74.

63. Fujita Hideo, Fukuda Masahiro. Production of graphite Steel Poll. Pat. J.P. 1983 0152158.

64. Fakui Kigoshi. Production of high Carbon Steel Sheet having superior formability. Pat. J.P. 4134216, 1992-04-24.

65. Жуков А.А. Повышение качества чугуна с шаровидным графитом встречным модифицированием. Сб. трудов: Ресурсосберегающие технологии при производстве деталей машин и инструмента. Ташкент, ТашПИ, 1987. С. 42^18.

66. Скобло Т.С., Воронина В.А., Сандлер Н.И. и др. Причины образования трещин в валках из высокохромистого чугуна. Литейное производство, 1971, №2. С. 41^12.

67. Скобло Т.С., Воронина В.А., Сандлер Н.И. и др. Свойства и стойкость прокатных валков из заэвтектоидной стали. Черная металлургия. Бюлл. научн.-техн. информ., 1971, № 3. С. 35-37.

68. Шнееров Б.Я., Гольдин М.Ф. Свойства валкового хромоникелевого чугуна с добавками ванадия. Черная металлургия. Бюлл. научн.-техн. информ., 1973, № 1. С. 34-36.

69. Лепдинский Л.К., Гуланов С.В., Степнов К.К. и др. Опыт эксплуатации крупных наплавленных прокатных валков. Всесоюзн. семинар «Опытпроизв. и эксплуат. литых и кованых валков повышенного качества». М.,1986. С. 9 (тез. докл.).

70. Алиханов С.Г., Бахтин В.П., Васильев В.И. и др. Применение плазмоимпульсного нагрева для получения метастабильных структур на поверхности твердых тел. Поверхность. Физика, химия, механика. 1983, № 5. С. 142-146.

71. Полетика И.М., Борисов М.Д., Дубовник Н.А. Легирование наплавленного металла бором. Изв. СО АН СССР. Серия техн. наук,1987. Вып. 5. С. 72-75.

72. Рудюк С.И., Чернов Е.И., Легейда В.Н. Влияние термоциклической обработки на свойства рельсовой стали. Технология производства ж.-д. рельсов и колес. Отраслевой сб. научных трудов. Харьков, изд. УКРНИИМет, 1989. С. 16-19.

73. Борисов М.Д., Краев Г.В., Полетика И.М. Использование термообработки для модифицирования структуры наплавленного слоя. Изв. вузов, Физика, 1992, № 2. С. 70-73.

74. Шнееров Б.Я., Барбаров В.А., Скобло Т.С. Анализ причин поломок рельсобалочных и крупносортовых станов. В. сб. Сортопрокатное производство. Харьков, 1973, в. 1. С. 146-155.

75. Шмырева Т.П. Особенности структуры, и свойства детонационных покрытий. Сб. Исследование, и разработка теоретических проблем в области порошковой металлургии и защитных покрытий. Минск, БПИ, 1983. С. 166-169.

76. Хмелевская B.C., Малынкин В.Г., Соловьев С.П. Неравновесные состояния в металлических системах при сильных воздействиях.

77. Сафонов А.Н. Особенности лазерной закалки поверхности графитизированной стали и чугунов. Вестник машиностроения, 1999, № 4. С. 22-26.

78. Wang Н.М., Bergman H.W. Rapid Graphitization of a Pulsed Laser Remelting Ductile Cast Iron during Multiphase Overlap Melting. Met. and Mater. Trans. A., 1995,26, №4. P. 793-800.

79. Башнин Ю.А., Ушаков Б.К., Секей А.Г. Технология термической обработки. Москва. «Металлургия» 1986.424 с. с илл.

80. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., Кокора А.Н. Лазерная обработка материалов. М., Машиностроение, 1975. 296 е., с илл.

81. Кузнецов Ю.Е., Степанов В.А., Сенаторов A.M. и др. Новое в области термической обработки металлов. Экспресс-информация. Ин-т Черметинформация. М., 1984.

82. Воронцов Н.М., Щербединский Г.В. Грузин П.Л. и др. Способ термической обработки изделий. А.С. № 867040, приоритет от 22 мая 1980г.

83. Грузин П.Л., Скобло Т.С. и др. А.С. № 678880. Способ термообработки изделий из высокоуглеродистых сплавов БИ № 29, 1979г.

84. Грузин П.Л., Лончин Г.М. Особенности распределения температуры при нагреве электронным лучом. Экспресс-информация. ЦНИИИТЭ чер. мет., 1984. С. 12.

85. Щербединский Г.В., Темников Э.М., Краюшкин В.В. Оборудование участка радиационно-термической обработки валков. Экспресс-информация ЦНИИЭТЭ черн. мет., 1984. С. 16.

86. Крапошин B.C. Термическая обработка сталей и сплавов с применением лазерного луча и др. прогрессивных видов нагрева. В. кн.: Итоги науки и техн. Сер. Металловедение и термическая обработка. Т. 21. М., ВИНИТИ, 1987. С. 144-206.

87. Диденко А.Н., Лигачев А.Е., Куракин И.Б. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. М.,

88. Диденко А.Н., Лигачев А.Е., Куракин И.Б. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. М., Энергоатомиздат, 1987. 207 с.

89. Борисов В.Т., Виноградов В.В., Тяжельникова И.Л. Квазиравновесная теория двухфазной зоны и ее применение к затвердеванию сплавов. Изв. .вузов. Черная металлургия, 1977, № 5. С. 127-136.

90. Башнин Ю.А. и др. Термическая обработка крупногабаритных изделий на металлургических заводах. М., Металлургия, 1985. 116 е., с илл.

91. Кондратюк С.Е. и др. Применение интенсивного теплоотвода при кристаллизации и охлаждении для улучшения свойств сталей. МиТОМ, 1988, №9. С. 45-49.

92. Александрова Н.М., Какабадзе Р.В., Супов А.В. и др. Способ получения литых металлических изделий. Патент РФ № 2101129, приоритет от 26.09.96 г.

93. Чаус А.С., Рудницкий Ф.И., Мургаш М. Структурная наследственность и особенности разрушения быстрорежущих сталей. МиТОМ, 1997, № 2. С. 9-11.

94. Геллер Ю.А., Кремнев Л.С., Салманов Н.С. Структура и свойства быстрорежущих сталей в зависимости от скорости охлаждения в температурном интервале первичной кристаллизации. МиТОМ, 1979, № 2. С. 44-46.

95. Штремель М.А. Перспективы разработки и применения неоднородных структур. Сб. докладов 1-й Евразийской научн.-практ. конф. М., Высшая школа, 2002. С. 3-12.

96. Флеминге М. С, Процессы затвердевания. Пер с англ. Изд. «Мир»,Москва,1974 г., 423 с. с илл.

97. Александрова Н.М., Макушев С.Ю., Лясоцкий И.В. и др. Структурообразование и свойства быстрозакаленной из расплава стали Р6М5. Сталь, 2004, № 11. С. 100-103.

98. Поздняков В.А., Молотилов Б.В. Анализ внутренних напряжений в аморфных лентах и условия их коробления. Сталь, 2003, № 10. С. 67-69.

99. Бунин К.П., Таран Ю.Н. Строение чугуна. М., Металлургия, 1972. 160 е., с илл.

100. Материалы машиностроения. Справочник. Т. 27. М., Машиностроение, 1969. 248 с.

101. Какабадзе Р.В., Кузяков В.И., Перевалов Н.Н. Улучшение конструкции сортового ручья MHJ13 на з-де «СиМ», Сталь, 1995, № 12. С. 27-29.

102. Александрова Н.М., Галкин М.П., Какабадзе Р.В. и др. Способ термической обработки литых заготовок из сталей с низкой технологической пластичностью. Патент РФ № 2159291, приоритет от 10.04.2000 г.

103. Дубовенко И.П., Мартынов М.А., Чепурина А.В. Природа структурной неоднородности непрерывного слитка. Изв. вузов. Черная металлургия, 1981, № 5/1. С. 45-48.

104. Гуляев Б.Б. Затвердевание и неоднородность стали. М., Металлургиздат, 1950.

105. Скороходов Н.Е. Причины образования полос в корковой зоне слитка. Сталь, 1951,№ 11.С. 1039-1046.

106. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. М., Металлургия, 1977. 224 е., с илл.

107. Малиночка Я.Н., Есаулов B.C., Носоченко О.В. Причины образования осевых трещин в слитках, отливаемых на криволинейных MHJI3. Сталь, 1984, № 1.С. 32-33.

108. Саратовкин Д.Д. Дендритная ликвация. М., Металлургиздат, 1954.

109. Хворинов Н.И. Кристаллизация и неоднородность стали. Пер. с чешек. Машгиз, 1957. 391 е., с илл.

110. Роттер Дж.И. Сб.: Жидкие металлы и их затвердевание. М.,

111. Металлургиздат, 1962. С. 286-287.

112. Ченарев P.M., Фаворский В.А., Архиреев О.А. и др. Тепловые процессы и затвердевание слитка при вибрации кристаллизаторов МНЛЗ. Непрерывнолитые стали. М., Металлургия, 1979, в. 6. С. 42-46.

113. Виноград М.И., Любинская М.А. Влияние распределения серы на структуру кристаллизующегося слитка. Сталь, 1953, № 12. С.

114. Шошин В.Н., Кан Ю.Е., Горлов С.М. Снижение неравномерности роста корочки непрерывнолитых заготовок. Бюлл. Ин-та Черметинформация, 1974, № 4. С. 40-41.

115. Супов А.В., Прусаков Б.А., Александрова Н.М. Структура непрерывнолитой стали Р6М5 при импульсной переменноградиентной кристаллизации. Ассоциация металловедов России. Краснодар, тезисы доклада. 2001.

116. Александрова Н.М., Супов А.В., Хрулев А.Г. Применение методов высокоскоростной кристаллизации при производстве стального литья. Строительство, материаловедение, машиностроение. Сб. научных трудов. Серия Стародубовские чтения, 2003, с 24-28.

117. Гуляев А.П. Металловедение. М., Металлургия, 1986. 367 е., с илл.

118. Баранова Л.И. Методические особенности в фазовом анализе быстрорежущих сталей. Экспресс-информация. Черная металлургия. М., 1981г,№4,с 12-18.

119. Roberts G.A. Trans. Met. Soc. A.J.M.E., 1966, v. 2. P. 950-954.

120. Испытания материалов. Справочник под ред. Блюменхауэера X. Пер. под ред. Бернштейна М.Л. М., Металлургия, 1979. 446 е., с илл.

121. Геллер Ю.А. и др. О структуре и свойствах быстрорежущих сталей, получаемых спеканием из распыленных порошков. Сб. тезисов докл. «Прогрессивные конструкции и методы обработки в инструментальном производстве». Пермь, 1975. С. 41.

122. Супов А.В., Александрова Н.М., Пареньков С.А. и др.

123. Металлографические проблемы производства продукции из непрерывнолитых быстрорежущих сталей, МиТОМ, 1998, № 9. С. 6-13.

124. Курдюмов Г.В. Явления закалки и отпуска сталей. М., Металлургия, 1960.-225 е., с илл.

125. Кремнев Л.С., Юдковский Ю.П., Домрачев Г.В. и др. Особенности структуры и свойств холоднодеформированной быстрорежущей стали. МиТОМ, 1985, № 4. С. 21-24.

126. Фрактография и атлас фрактограмм. Справочник. Пер. с англ. под ред. Бернштейна М.Л. М., Металлургия, 1982. 489 е., с илл.

127. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. Ч. I. Деформация и разрушение. М., Машиностроение, 1974. 472 е., с илл.

128. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч. I. Дефекты решетки. М., Металлургия, 1982. 280 е., с илл.

129. Беломытцев М.Ю. Определение механических свойств хрупких композиций на малых образцах. Перспективные материалы, 1999, № 5. С. 91-93.

130. Штремель М.А. Прочность металлов. Т. 2. Деформация. М., Металлургия, 1997. 527 е., с илл.

131. Беломытцев М.Ю., Беляков Б.Г. Фрактография и структура предповерхностных зон скола в молибдене. Проблемы прочности. Киев, 1991, № 1.С. 98-101.

132. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение. М., Машиностроение, 1985. 512 е., с илл.

133. Алехин В.И. и др. Исследование структуры поверхности Мо после бомбардировки низкоэнергетическими ионами. Поверхность. Физика, химия, механика, 1989, № 3. С. 44^17.

134. Guenzel R., Matz W., Ivanov Yu.F., Rothstein V.L. Pulsed Electrontreatment of high-speed Steel current tools: Structure phase transformations and wear resistant. 1. International Congress of Radiation

135. Physics, high current electronics and modification of Materials. Tomsk, Russia, 24-29 Sept. 2000, v. 3. P. 303-307.

136. Ivanov Yu., Matz W., Rothstein V.B., Guenzel R., Shevchenko N. Pulsed electron-beams melting of high-speed steel. Surface and Coating Technology, 2002, № 150. P. 188-198.

137. Лонгинов М.Ф., Зверева В.А. Получение тонких пленок для изучения металлов в электронном микроскопе на просвет. Зав. Лаб., 1961, т. 27, № 6. С. 559-561.

138. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. М., Атомиздат, 1978. -352 е., с илл.

139. Александрова Н.М. Особенности кристаллизации поверхностных слоев непрерывнолитых заготовок стали Р6М5. Строительство, материаловедение, машиностроение. Сб. научных трудов. Серия Стародубовские чтения, 2003 , с. 155-156.

140. Супов А.В., Прусаков Б.А., Александрова Н.М. Формирование структуры непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5 при импульсно-переменно-градиентной кристаллизации. МиТОМ, 2002, № 2. С. 5-6.

141. Александрова Н.М., Супов А.В., Какабадзе Р.В. и др. Непрерывная разливка быстрорежущей стали Р6М5 на МНЛЗ криволинейного типа. Строительство, материаловедение, машиностроение. Сб. научных трудов. Серия Стародубовские чтения, 1999. с. 131-132.

142. Пареньков С.Л., Какабадзе Р.В., Супов А.В., Александрова Н.М. и др. Комплексная технология литейно-кристаллизационной обработки при непрерывной разливке быстрорежущих сталей. Металлург, 1999, № 11. С. 39-41.

143. Материаловедение. Под ред. Арзамасова Б.Н. М., Машиностроение, 1986.-384 е., с илл.

144. Физическое металловедение. Под ред. Кана Р.В. (пер. с англ.). Т. 2. М.,

145. Металлургия, 1987. 622 е., с илл.

146. Бахтияров Ж.Ш. и др. Мессбауэровское исследование карбидных фаз, выделяющихся при отпуске низколегированной стали, содержащей хром. ФММ, 1979, т. 47, в. 6. С. 1213-1219.

147. Литвинов B.C., Карахишев С.А., Овчинников В.В. Ядерная гаммарезонансная спектроскопия сплавов. М., Металлургия, 1982.144 с.

148. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М., Металлургия, 1973. 584 е., с илл.

149. Коваленко B.C. Металлографические реактивы. Справочник. М., Металлургия, 1981г. 120 е., с илл.

150. Марков А.Б., Ротштейн В.Б. Термический и деформационно-волновой механизм упрочнения углеродистых сталей при воздействии высокоэнергетического сильноточного электронного пучка. ФХОМ, 1997, №6. С. 37-41.

151. Геллер Ю.А., Горелик Г.Е., Павлюкевич Н.В. и др. Расчет температур и термических напряжений при закалке сталей лазерным и электронным пучками. ФХОМ, 1986, № 4. С. 31-35.

152. Рыкалин Н.Н., Зуев И.В., Углов А.А. Основы электроннолучевой обработки материалов. М., Машиностроение, 1978г. 239 е., с илл.

153. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., Зуев И.В. Лазерная и электронно-лучеваяобработка материалов. М., Машиностроение, 1985г. 495 е., с илл.

154. Александрова Н.М., Балакин А.Н. Структура графитизируемой стали после радиационнотермической обработки. Электронная обработка материалов, 1990, № 1 (151). С. 10-13.

155. Грузин П.Л., Скобло Т.С., Александрова Н.М., Темников Э.М и др. Сталь, А.С. № 11109465, приоритет от 17.06.1983 г.

156. Александрова Н.М., Макушев С.Ю., Кушнарев А.В. и др.

157. Применение метода импульсно-непрерывной кристаллизации, с целью регулирования структуры и свойств графитизированных сталей. Сталь, 2006, №3. с. 83-87.

158. Поздняков В.А., Александрова Н.М. Оптимизация режимов электронно-лучевой упрочняющей обработки сталей. 1. Поле температур и термических напряжений. ФХОМ, 2004, № 5. С. 61-66.

159. Поздняков В.А., Александрова Н.М. Оптимизация режимов электронно-лучевой упрочняющей обработки сталей. 2. Анализ структурных превращений в углеродистых сталях и чугунах. ФХОМ, 2004, №6. С. 71-76.

160. Александрова Н.М., Щербединский Г.В., Лазарев В.Н., Мешков И.Н. и др. Структура чугунных проводок мелкосортных станов после обработки электронным пучком. МиТом. 1991.№3. с 10-11.

161. Alexandrova N.M., Mackushev S.Yu., Melnikov V.E. Modification Structure and properties of Surface layer of grey Cast Iron under High Energy electron beam. Acta Physica Polonica. A, 1996, v. 89, № 3. P. 383-387.

162. Скаков Ю.А., Крапошин B.C. Затвердевание в условиях сверхбыстрого охлаждения и фазовые превращения при нагреве металлических стекол. Итоги науки и техн. ВИНИТИ. Металловедение и термическая обработка, 1980, т. 13. С. 3-78.

163. Грузин ПЛ., Александрова Н.М., Великанов А.В. и др. Способ термической обработки стальных рельсовых скреплений. А.С. № 1112782, приоритет от 20.11.1982 г.

164. Александрова Н.М., Скобло Т.С. Влияние электронного облучения на структуру с свойства графитизированных сталей. Электронная обработка материалов. Изд. Штиинца, 1987, № 8. С. 14-17.

165. Alexandrova N.M. Special Structures of graphite steels after high-energy electron irradiation. Acta Physica Polonica, A, 1999, v. 96, № 2. P 259-262.

166. Лазарев A.H., Александрова H.M., Щербединский Г.В. и др. Способ радиационно-термической обработки стальных изделий. А.С. № 1702697, приоритет от 02.10.1989 г.

167. Кузнецов Ю.Е., Щербединский Г.В., Александрова Н.М. и др. Новые методы поверхностного упрочнения прокатных валков. Экспресс-информ. М., Черметинформация, 1984. С. 1-33.

168. Грузин П.Л., Александрова Н.М. и др. Способ термической обработки изделий. А.С. № 867040, приоритет от 22.05.1980 г.

169. Александрова Н.М., Васильев А.А., Лончин Г.М. Электронно-термическая обработка сталей и сплавов. Электронная обработка металлов. Изд. Штиинца, 1981. С. 36-38.

170. Александрова Н.М., Кондратьев В.Н., Селин В.В. Влияние низкотемпературной радиационно-термической обработки на тонкую кристаллическую структуру и карбидообразование в валковой стали. МиТОМ, 1997, № 1.С. 11-16.

171. Горелик С.С., Расторгуев С.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М., Металлургия, 1970. 368 е., с илл.

172. Dekhtyar I.Ya. The use of Positrons for the Study of solids. Physics to day. 1974, 9, № 5. P 24.

173. Трейгер Е.И., Приходько В.Ц. Повышение качества и эксплуатационной стойкости валков листовых станов. М., Металлургия, 1988. С. 144-146.

174. Зайдман И.Д., Трейгер Е.И., Жогин В.П. и др. Изв. АН СССР, Металлы, 1976, № 4. С. 102-107.

175. Ауслендер Е.Л., Салимов Р.А. Ускорители электронов ИЯФ СО АН СССР для народного хозяйства. Атомная энергия, 1978, т. 44, № 5. С. 403-408.

176. Быстров JI.H., Цепелев А.Б. Влияние электронного облучения на ползучесть нержавеющей стали. ФХОМ, 1980, № 4. С. 22-25.

177. Karev V., Pahuta R., Hypeska L., Mazanek K. Contribution to the evolution of fracture Surface in martensite. Zeit. Metallkunde, 1974, Bd. G5, № 6. S. 447-458.

178. Полухин В.П., Дзюба В.А. и др. Поверхностная лазерная обработка рабочих валков из стали 9ХВМФ.Ш. Сталь, 1987, № 2/3. С. 92-94.

179. Александрова Н.М., Макушев С.Ю., Селин В.В. Структурные характеристики поверхности восстановленных радиационно-термической обработкой валков холодной прокатки. МиТОМ, 1995, № 9. С. 2-4.

180. Мачурин Е.С. Радиационно-термические технологические процессы обработки металлов. Вопросы атомной науки и техники. Сер. Радиационная техника, 1985, в. 3 (31). С. 99-103.

181. Александрова Н.М., Карпельев В. А., Селин В.В. и др. Радиационно-термическая обработка валков сфокусированным пучком электронов. Сталь, 1996, № 1. С. 63-65.

182. Александрова Н.М. Способы восстановления валков холодной прокатки циклической радиационно-термической обработкой. Сталь, 1998, №8. С. 59-63.

183. Александрова Н.М., Кондратьев В.Н., Селин В.В. и др. Влияние радиационно-термической обработки на тонкую атомную структуру и карбидообразование в валковой стали 90ХФШ. ФХОМ, 1997, № 1. С. 11-16.

184. Александрова Н.М., Щербединский Г.В., Лазарев В.Н. и др.

185. Упрочнение поверхности СтЗ пучком электронов в атмосфере. Сб. докл. 6-го Всесоюзн. совещ. по применению ускорителей в н./х., 11-13 окт. 1988 г. С. 80-90.

186. Шапаренко А.В., Дубров В.А., Александрова Н.М. Влияние РТО наструктурные изменения в высокопрочном чугуне. Всесоюзн. семинар «Опыт произв. литых и кованых прокатных валков», апр. 1981. С. 11 (тез. докл.).

187. Александрова Н.М., Мешков И.Н., Селин В.В. и др. Способ радиационно-термической обработки стальных деталей. Патент РФ № 2078144, приоритет от 27.04.1995 г.

188. Александрова Н.М., Щербединский Г.В. Структура и распределение легирующих элементов в хромоникелевом чугуне после РТО. Металлы, 1989, №2. С. 63-66.

189. Александрова Н.М., Щербединский Г.В., Некипелов В.П. Структурные превращения в ферритном чугуне при его обработке электронным пучком. Всесоюзн. семинар «Опыт производства литых и кованых прокатных валков». М., апр. 1986. С. 16 (тез. докл.).

190. Жуков А.А., Снежной P.JL, Давыдов С.В. Об образовании компактного графита в чугуне. МиТОМ, 1981, № 9. С. 21-25.

191. Жуков А.А., Давыдов С.В., Добровольский И.И. О влиянии легирования на температуру эвтектических превращений в железоуглеродистых сплавах. Журнал Физической химии, 1981, т. 55, №6. С. 1589-1591.

192. Порошин В.В. Прочность и надежность подкладок КВ65. Путь и путевое хозяйство, 1980, № 6. С. 22-23.

193. Гайдамака П.С., Петров Н.В., Омберг Р.А. Причины излома подкладок. Путь и путевое хозяйство, 1981, № 1. С. 22-23.

194. Чеснова Л.Г., Гайдамака П.С., Крутиков А.А. Пути повышения эксплуатационной стойкости подкладок. В кн.: Основные направления повышения качества ж.д. рельсов. Харьков, 1983. С. 74-76.

195. Александрова Н.М., Грузин П.Л., Мураль В.В. и др. Особенности строения поверхностных слоев слитка рельсовой стали. Сталь, 1976, № 5. С. 459-460.

196. Воробьев Г.М., Попова В.И., Александрова Н.М. Проблемы стального слитка. Сб. трудов 5-й Всесоюзной конференции по слитку. М., 1974. С. 331 (тез. докл.).

197. Супов А. В. Александрова Н.М. и др. Разработка процесса импульснонепрерывной кристаллизации труднодеформируемых материалов. Сб. тезисов докладов» М. МГТУ им. Н. Э. Баумана С.263.

198. Александрова Н.М., Супов А.В., Какабадзе Р.В. и др. Технологические особенности процессов производства и термическойобработки непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5. Сталь, 2002, №5. С. 64-67.

199. Купалова И.К., Баранова Л.И. Влияние режимов термической обработки на фазовый состав быстрорежущей стали Р6М5. В сб. Экспресс-информация. Сварка, термообработка, покрытия. М., НИИМАШ, 1979, № 4. С. 12-21.

200. Купалова И.К., Казаковцева В.А. Электронно-микроскопическое исследование превращений при отпуске стали Р6М5. Матер, конф. Применение в металловедении просвечивающей и растровой электронной микроскопии. М., МДНТЛ, 1976. С. 19.

201. Казаковцева В.А., Усиков М.П. ФММ, 1982. Т. 53, № 4. С. 764.

202. Лашко Л.Ф., Заславская Л.В., Козлова Л.В. и др. Физико-химический анализ сталей и сплавов. Изд. 2-е, переработ. М., Металлургия, 1978. -336 е., с илл.

203. Супов А.В., Прусаков Б.А., Александрова Н.М. и др. Способность к пластическому деформированию быстрорежущей стали, полученной методом непрерывной разливки / 4-е Собрание металловедов России; Сб. материалов. Ч. 2. Пенза, 1998. С. 93-94.

204. Погонченков В.А., Лейтес А.В., Какабадзе Р.В. и др. Опытэксплуатации MHJ13 на з-де «СиМ». Электрометаллургия. Сталь, 1994, №11, с.31-34.

205. Hillert М., The nature of Bainite. JSJ International, 1995, v.35 №9, p.1134- 1140.

206. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов., М. Металлургия, 1978,392с., с илл.

207. Мирзаев Д.А., Счастливцев В.М., Карзунов С.Е. Мартенситные точки сплавов железо-углерод, ФММ, 1987, т.63, в.4, с.764-767.

208. Лысак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки сталей. Киев, Техника, 1975,304 с. с илл.

209. Баранов Д. А. Формирование ультрадисперсной структуры графитизированных сплавов железа. Металлофизика и новые технологии, 2003, т.25, №7, стр.925-933.

210. Берд Р., Стюарт Е., Лайтфут Е. Явления переноса. Пер. с англ. Изд. «Химия», 1974, с. 686 с. илл.

211. Тришевский И. С., Скобло Т. С. Александрова Н. М. и др. Способ восстановления рабочей поверхности прокатных валков из чугуна. А. с № 1774661, приоритет 12. 09.1983г.

212. Шапоренко А. В., Щербединский Г.В.,Александрова Н. М., и др. Способ термической обработки из чугуна. А. с №1774661, приор, от 29. 11.1989г.