автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности

На правах рукописи

0034В0135

ШВЕЙКИН ВЛАДИМИР ПАВЛОВИЧ

НАУЧНЫЕ ОСНОВЫ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СПОСОБЫ ОБРАБОТКИ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ С ВЫСОКИМ УРОВНЕМ КОНСТРУКТИВНОЙ ПРОЧНОСТИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург - 2009

003480195

Работа выполнена на кафедрах "Термообработка и физика металлов" и "Обработка металлов давлением" ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Научный консультант

доктор технических наук, профессор Попов Артемий Александрович

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Гервасьев Михаил Антонович, УГТУ-УПИ;

доктор технических наук, профессор Сагарадзе Виктор Владимирович, ИФМ УрОРАН;

доктор технических наук, доцент Симонов Юрий Николаевич, ПГТУ,

г. Пермь

Ведущая организация ОАО «Первоуральский Новотрубный завод»

Защита состоится 20 ноября 2009 г. в 15 часов 00 мин. на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 при ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19, 3-й учебный корпус, ауд. Мт - 329.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета. Отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», ученому секретарю университета, тел. (343) 375-45-74, факс (343) 374-38-84.

Автореферат разослан 15 октября 2009 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

Шилов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Задачу создания новых материалов, в том числе и сталей, с высокой конструктивной прочностью, сочетающейся с необходимой совокупностью технологических свойств, при изготовлении из них изделий (деформируемостью без нарушения сплошности, свариваемостью и др.), можно решить только при фундаментальном изучении влияния различных факторов на их структуру, фазовый состав и свойства. Использование таких материалов обеспечивает снижение металлоемкости машин и конструкций, улучшение эффективности и надежности их работы.

Характерно, что возможности повышения уровня эксплуатационных характеристик конструкционных сталей путем применения традиционных композиций и видов термообработки близки к исчерпанию.

Работами последних десятилетий показано, что создание сталей с гетеро-фазной феррито-мартенситной структурой является перспективным направлением повышения конструктивной прочности, улучшения технологичности и обрабатываемости изделий различного назначения. Для разработки таких сталей с заданным уровнем свойств необходимы отыскание их композиций, режимов термической и пластической обработок, приводящих к формированию ге-терофазной структуры с оптимальной морфологией и соотношением компонентов, создание моделей, описывающих пластическую деформацию и упрочнение многофазных материалов.

Данная диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором в период с 1985 по 2009 год по проблемам формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, их деформационного упрочнения и пластичности, а также связи между структурой и комплексом механических характеристик.

Цель и задачи работы. Целью работы является теоретическое и экспериментальное обобщение закономерностей формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, деформационного упрочнения и

пластичности материалов с различающимися свойствами структурных составляющих и совершенствования на этой основе композиций и режимов термической обработки малоуглеродистых низколегированных сталей.

Для достижения поставленной дели в работе решались следующие задачи:

- изучение закономерностей формирования структуры и кинетики фазовых превращений при ускоренном охлаждении малоуглеродистых низколегированных сталей из межкритического интервала температур (МКИ) и ступенчатой закалки;

- установление особенностей деформационного упрочнения двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС) и их пластичности при различных схемах напряженного состояния, отвечающих, в том числе, реальным операциям холодной объемной и листовой штамповки;

- создание модели пластического течения и упрочнения ДФМС, учитывающей неравенство и перераспределение деформации между разнопрочност-ными составляющими в процессе нагружения;

- исследование процессов, протекающих при закалочном и деформационном старении ДФМС, и их влияния на сопротивление данных материалов хрупкому, вязкому и усталостному разрушению;

- формирование основных положений по созданию низколегированных ге-терофазных сталей, содержащих в оптимальном соотношении феррит и мартенсит (бейнит), а также главных качеств ДФМС, делающих их перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

Научная новизна работы определяется следующей совокупностью результатов исследований:

- дано научное обоснование составов низколегированных сталей и режимов термической обработки, приводящих к образованию гетерофазной структуры с требуемым комплексом механических свойств, по которым они являются перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией;

- впервые для большой группы доэвтектоидных низколегированных сталей построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного ау-стенита и микроструктурные карты, показывающие влияние температуры нагрева в межкритический интервал (МКИ) и скорости последующего охлаждения на тип и количество отдельных структурных составляющих;

- выявлены особенности морфологии структурных составляющих, формирующихся после нагрева малоуглеродистых сталей в МКИ и охлаждения с различными скоростями: мартенсита (бейнита), исходного феррита, существовавшего до нагрева, нового феррита, зарождающегося при распаде аустенита эпи-таксиально на исходном феррите, а также концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах в зависимости от температуры и длительности отпуска;

- предложена и экспериментально проверена модель деформационного упрочнения ДФМС, учитывающая неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными структурными составляющими в процессе пластического течения;

- изучена и сопоставлена пластичность сталей с феррито-перлитной и фер-рито-мартенситной структурой при схемах напряженного состояния, соответствующих реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения;

- на основе комплексного исследования деформационного старения ДФМС, его влияния на прочностные и пластические характеристики, способности сопротивляться хрупкому, вязкому и усталостному разрушению установлено, что наибольшая склонность к старению проявляется после деформации растяжением на 4-6 %, а при дальнейшем увеличении степени деформации интенсивность его затухает;

- разработана методика тестирования механических свойств микрообъёмов, позволяющая с помощью специального программного комплекса проводить построение диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих и оценивать их вклад в пластическое течение гетерофазных сплавов.

Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:

• использованием комплекса современных методов исследования структуры (металлографии с компьютерным анализом изображения, электронной микроскопии, ренттеноструктурного анализа), фазового и химического составов (растровой электронной микроскопии со спектрометром энергетической дисперсии), поведения примесных атомов внедрения и замещения (внутреннего трения, ядерной гамма-резонансной спектроскопии), прочностных, вязко-пластических характеристик, предела выносливости, а также пластичности сталей при растяжении и кручении с наложением гидростатического давления;

• согласованностью экспериментальных результатов, полученных по различным методикам, статистико-вероятностной обработкой экспериментальных данных и их воспроизводимостью.

Практическая значимость работы. Совокупность экспериментальных и теоретических положений, касающихся изменений структуры и механических свойств при деформации и термомеханической обработке, пластического течения и разрушения гетерофазных сплавов, состоящих из нескольких структурных составляющих с различными свойствами, нашла своё отражение в учебнике "Физическое металловедение", который допущен Министерством образования Российской Федерации в качестве учебника для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлению подготовки дипломированных специалистов 651300 "Металлургия".

Результаты комплексных исследований представлены к реализации или внедрены на ряде предприятий. На производственном объединении ОАО "Тур-бомоторный завод" введено ускоренное охлаждение из МКИ заготовок из стали Юкп в качестве исходной обработки для холодной высадки крепежных деталей.

Внедрение результатов данной работы на ФГУП "Уральский электромеханический завод" позволило повысить технологическую пластичность заготовок для листовой штамповки, а также увеличить прочность и жесткость готовых конструкционных элементов. В результате получен специальный эффект.

В условиях ЗАО "Ревдинский метизно-металлургический завод" показано,

что применение ускоренного охлаждения проволоки из МКИ приводит к повышению производительности отжигового отделения сталепроволочного цеха на 20 %.

На ОАО "Северский трубный завод" выпущены опытные партии труб из стали 20, подвергнутые термообработке по режимам, разработанным в данной диссертации. Трубы показали повышенную эксплуатационную надежность, требуемый уровень коррозионной стойкости и хладостойкости.

На ЗАО ПТК "УралВерстМет" организован выпуск изделий для нефтегазового промыслового оборудования из сталей 10, 20, 09Г2С с гетерофазной структурой, полученной по технологии, включающей нагрев в МКИ.

Малоуглеродистые низколегированные стали с феррито-мартенситной структурой внедрены для изготовления технологической оснастки, применяемой для производства продукции ОАО "Пермский научно-исследовательский технологический институт".

Все разработки подтверждены актами использования, внедрения или справками о промышленном опробовании.

На защиту выносятся:

• установленные закономерности образования аустенита при нагреве в МКИ, особенности фазового и химического состава продуктов его распада после охлаждения с различными скоростями, концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах при отпуске;

• модель деформационного упрочнения ДФМС, базирующаяся на учете неравенства и перераспределения деформации между разнопрочностны-ми структурными составляющими в процессе пластического течения;

• совокупность результатов, описывающих характеристики пластичности сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной структурой при различных схемах напряженного состояния, отвечающих, в том числе, реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения;

• особенности структурных изменений при деформационном упрочнении и старении ДФМС, их влияние на комплекс механических свойств и ха-

рактеристики разрушения сталей данного класса;

• сформулированные на основе результатов собственных экспериментальных, теоретических исследований и литературных данных концепция создания экономичных доэвтектоидных низколегированных сталей с гетеро-фазной структурой, обладающих высокой конструктивной прочностью, а также основные требования к ДФМС, предназначенным для изготовления деталей методами холодной и горячей пластической деформации.

Апробация диссертационной работы. Основные результаты настоящей работы были доложены и обсуждены на Всесоюзной научно-технической конференции "Основные направления экономии и рационального использования металла в автотракторостроении", Челябинск, 1984; Всесоюзном совещании "Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов и сплавов", Тула, 1985.; Всесоюзной научно-технической конференции "Повышение качества металлопроката путем термической и термомеханической обработки", Днепропетровск, 1985; Республиканской научно-технической конференции "Субструктурное упрочнение металлов", Киев, 1985; XI Всесоюзной конференции "Физика прочности и пластичности металлов и сплавов", Куйбышев, 1986; Всесоюзной научно-технической конференции "Новые материалы и упрочняющие технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в автостроении", Тольятти, 1986; научно-технической конференции "Интенсификация производства и качества машиностроительной продукции за счет применения конструкционных сталей с улучшенными технологическими свойствами", Челябинск, 1987; научно-техническом семинаре «Новые материалы и прогрессивные технологические процессы для упрочнения деталей промышленных тракторов и сельскохозяйственных машин», Чебоксары. 1986; V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 2008; научно-технической конференции «Развитие техники и технологии производства стали и сплавов», Свердловск, 1982; IV Всесоюзном совещании «Химия, технология и применение ванадиевых соединений», Нижний Тагил, 1982; VIII Уральской

школе металловедов-термистов «Современные проблемы металловедения и термообработки», Свердловск, 1983; Научно-технической конференции «Совершенствование способов получения и технологии обработки металлов и сплавов», Свердловск, 1984; IX Уральской школе металловедов-термистов "Достижения в области металловедения и термической обработки металлов", Свердловск, 1985; X Уральской школе металловедов-термистов «Ускорение научно-технического прогресса в металловедении и термической обработке сталей и сплавов», Устинов, 1987; Всероссийской конференции «Трансфертные технологии, комплексы и оборудование в металлургии и материаловедении» Пермь, 1998; Всероссийской ежегодной научно-технической конференции «Наука - Производство - Технологии - Экология», Киров, 2001; Всероссийской конференции, посвященной 95-летию профессора В.В. Швейкина, Екатеринбург, УГТУ-УПИ, 1999; Всероссийской научной конференции. "Бернштейнов-ские чтения по термомеханической .обработке", Москва, МИСиС, 1996, 1999; научно-технической конференции «Эффективные технологические процессы листовой штамповки», Москва, 1993; Международной научно-технической конференции «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов», Москва, МИСиС, 1996; 1-й Российской конференции «Трубы России - 2004», Екатеринбург, 2004; V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение», Екатеринбург, 2008; XIX школе металловедов-термистов, Екатеринбург, 2008 и др.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 43 печатные работы, в том числе 16 публикаций в рецензируемых изданиях, рекомендованных ВАК РФ по данной специальности, а также учебник для вузов, испытавший два издания.

Личный вклад диссертанта состоит в постановке задач исследования, выборе композиций сталей и методик их исследования, в получении экспериментальных результатов, их обработке и анализе, формулировании основных положений и выводов работы.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, 7 глав,

объединенных в две части, выводов по каждой главе и заключения по диссертации, списка использованной литературы, включающего 225 работ отечественных и зарубежных авторов, и приложения со сведениями о практической реализации работы. Диссертация изложена на 267 страницах машинописного текста, содержит 92 рисунков и 22 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дано обоснование актуальности темы диссертации. С использованием литературных данных кратко изложены составы, механические свойства сталей с двухфазной феррито-мартенситной структурой (ДФМС), технологические способы её создания при изготовлении различных изделий.

Анализ научных разработок, выполненных в нашей стране и за рубежом, показал, что малоуглеродистые низколегированные стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой обладают уникальным сочетанием предела текучести, временного сопротивления разрыву и пластичности, что определяет их использование преимущественно для деталей, изготавливаемых методами холодной объемной или листовой штамповки. Благодаря особенностям структуры и пластического течения эти стали испытывают интенсивное деформационное упрочнение, а в последующем - деформационное старение при нанесении и сушке антикоррозионных защитных покрытий на изделия. В этой связи научный и практический интерес имеет изучение закономерностей деформационного упрочнения и старения ДФМС в целях оптимизации их составов и режимов термической обработки, что и рассматривалось как одна из основных задач настоящей диссертации.

В последние годы круг изделий и соответственно сталей с окончательной или промежуточной гетерофазной феррито-мартенситной (бейнитной) структурой непрерывно расширялся. Это позволило повысить конструктивную прочность изделий, экономить ресурсы за счет снижения легированности сталей или при термообработке. Потребовалось использование новых схем термообработки, приводящих к формированию гетерофазной структуры, детальное изуче-

ние влияния агрегатного упрочнения перлитом, мартенситом, бейнитом на комплекс механических свойств сталей, режимов заключительного отпуска в целях увеличения предела текучести, вязкости и пластичности.

В диссертации обосновано, что для дальнейшего прогресса в данном направлении необходимы, с одной стороны, научно обоснованная разработка композиций сталей, новых технологических режимов, приводящих к формированию гетерофазной структуры, а с другой - проведение детальных исследований пластичности и деформируемости ДФМС без нарушения сплошности при различных схемах напряженного состояния.

Показано, что максимальное увеличение предела текучести гетерофазных сталей при сохранении присущего им высокого уровня пластичности позволит использовать этот перспективный класс сталей для значительной номенклатуры изделий, в частности для строительных конструкций, труб газонефтяного сортамента, деталей машиностроения. .

Исходя из данных положений, с учетом специфики получения и использования сталей с гетерофазной структурой сформированы цель и основные задачи, решаемые в диссертации.

В первой части диссертации, включающей главы 1.. .4, рассмотрены закономерности формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в малоуглеродистых низколегированных сталях и их механические свойства.

Во второй части работы, объединяющей главы 5...7, приведены данные теоретических и экспериментальных исследований деформируемости ДФМС и их пластичности.

В первой главе рассмотрена кинетика распада переохлажденного аусте-нита, образовавшегося при нагреве в межкритический интервал температур.

При выборе составов и режимов термообработки ДФМС основными требованиями являются предотвращение формирования перлита и определенное соотношение между количеством феррита и мартенсита. Для этого необходимы представления об устойчивости сформировавшегося аустенита к распаду в различных температурных областях, что описывается термокинетическими диа-

граммами (ТКД). Однако в литературе ТКД распада аустенита, сформировавшегося при нагреве в МКИ, не описаны. Это позволяет считать, что для исследованной группы сталей данные диаграммы построены нами впервые.

Исследование проведено на большой группе малоуглеродистых сталей, легированных как раздельно, так и совместно марганцем и кремнием (табл. 1). Кроме того, в некоторых случаях для повышения устойчивости аустенита сталь легировали также хромом, молибденом и бором.

Таблица 1

Химический состав сталей (мас.%)

№ п/п Марка стали С Мп 81 В и

1 Юкп 0,09 0,15 0,17 - -

2 09Г2 0,09 1,58 0,24 -

3 05Г2Р 0,05 1,54 0,38 0,003 0,02

4 10Г2Р 0,10 1,63 0,39 0,003 0,02

5 10С1 0,09 0,24 1,18 - -

6 05Г2С2 0,06 1,72 1,84 . -

7 06Г2Р 0,06 1,48 0,25 0,003 0,02

8 12Г2Р 0,12 1,45 0,28 0,003 0,02

9 15Г2Р 0,15 1,51 0,26 0,003 0,02

10 20Г2Р 0,20 1,45 0,25 0,003 0,02

11 06Г2С2Р 0,06 1,51 1,81 0,003 0,02

12 10Г2С2Р 0,10 1,49 1,84 0,003 0,02

13 12Г2С2Р 0,12 1,52 1,78 0,003 0,02

14 15Г2С2Р 0,15 1,54 1,83 0,003 0,02

15 20Г2С2Р 0,20 1,52 1,80 0,003 0,02

Сталь Юкп была промышленной выплавки. Другие стали выплавлялись в открытой индукционной печи и разливались на слитки массой 10 кг, которые затем подвергали гомогенизационному отжигу при температуре 1200 °С в течение 5 часов, после чего проковывались в прутки 12x12 мм.

В целях получения различного количества и типов структурных составляющих образцы нагревались до температур (у+а) области, выдерживались в течение 10 мин, охлаждались в воде, масле или на воздухе.

Термокинетические диаграммы строились микроструктурным и дилатометрическим методами. Применялся высокотемпературный микродилатометр, с помощью которого удавалось фиксировать изменение длины образца на

0,005 %. На построенные термокинетические диаграммы для наглядности наносились кривые, соответствующие скорости охлаждения сердцевины образцов сечением 15x15 мм в применяемых средах: 1 - в воде, 2 - в масле, 3 - на воздухе.

Как видно на рис.1, а (кривая 1), для стали Юкп даже при закалке в воде образца сечением 15x15 мм невозможно получить чистую феррито-мартенситную структуру. При закалке в воду от 760 °С из аустенита выделяется небольшое количество избыточного феррита, а оставшийся аустенит распадается на мартенсито-бейнитную смесь. Повышение температуры нагрева в МКИ до 800 °С сопровождается снижением устойчивости аустенита, и после выделения избыточного феррита переохлажденный аустенит практически полностью превращается в бейнит. Закалка в масле от всех температур двухфазной области обеспечивает образование феррито-бейнитной структуры (кривая 2 на рис.1). При охлаждении на воздухе из нижней половины межкритического интервала (кривая 3 на рис. 1, а) образуется в основном феррито-бейнитная структура с небольшим содержанием перлита, количество которого возрастает с повышением температуры нагрева в МКИ.

Легирование малоуглеродистой стали ~1,5 % марганца способствует заметному повышению устойчивости аустенита при охлаждении из МКИ (рис. 1, б). В стали 09Г2 после закалки в воду от 760 °С в сердцевине образца сечением 15x15 мм формируется феррито-мартенситная структура и отсутствует феррит превращения. Вместе с тем при охлаждении на воздухе от любых температур МКИ перлит не образуется.

Микролегирование бором стали с 1,5 % марганца в значительной мере подавляет выделение избыточного феррита и особенно перлита, понижает температуру начала мартенситного превращения и смещает область распада аустенита по II ступени в сторону меньших скоростей охлаждения (рис. 1, в). Аналогично легированная сталь с вдвое меньшим содержанием углерода (05Г2Р) после нагрева на те же температуры имеет устойчивость переохлажденного аустенита практически такую же, как у стали 10Г2Р.

сс

1 10 102 103 10'

0,1 1 10 102 10' 104 т,с

10 102 103 10' т. с

1 10 102 103 10" т. с

Рис. 1. Термокинетические диаграммы распада аустенита в сталях Юкп (а) и 09Г2 (б), 10Г2Р (в), Тн=760 °С; 05Г2С2 (г), Тн=780 °С; 1 - охлаждение в воде,

2 - в масле, 3 - на воздухе

Введение в низкоуглеродистую сталь ~1 % кремния, повышающего критические точки и увеличивающего межкритический интервал температур, расширяет область выделения избыточного феррита, а области распада по перлитному и бейнитному механизму смещаются в сторону меньших скоростей охлаждения. Эти эффекты усиливаются при увеличении в стали концентрации кремния до 1,8 % с одновременным легированием ~1,5 % марганцем (рис. 1,г).

Параметры термокинетических диаграмм, построенных в данной работе, отражают не усредненное по объему металла состояние аустенита (его химический состав, размер зерна и т.д.), а дают спектр состояний его различных микрообъемов, «развернутый» по скоростям охлаждения (температуре и времени превращений). Так, формирование первых порций избыточного феррита или мартенсита происходит в областях аустенита наиболее бедных по содержанию углерода и других растворенных атомов, а последними будут испытывать превращение самые насыщенные примесями участки аустенита с образованием наиболее низкотемпературных продуктов распада.

Из различных параметров, описывающих превращение переохлажденного аустенита, температура начала образования мартенсита (М„) является наиболее объективным критерием в силу относительной точности и легкости экспериментальной и расчетной оценки, а также благодаря тому, что быстрым охлаждением «замораживается» состав аустенита. Расчет Мн для конструкционных сталей достаточно надежно проводится по уравнению A.A. Попова, которое применительно к изученным сталям имеет следующий вид:

Мн = 520 - 320(%С) - 45(%Mn) - 5(%Si). (1)

С использованием уравнения (1) по химическому составу сталей (см. табл.1) были найдены значения Мн для образцов, испытавших полную ау-стенитизацию (Т„ >Асз), а также содержание углерода в аустените образцов, нагретых до определенных температур (Т„) в МКИ, которые превышали Aci на ДТ (табл. 2).

Таблица 2

Оценка содержания углерода в аустените, сформировавшемся в МКИ, по значению М„

Сталь М„,°С п ри Т„ > Асз Нагрев в МКИ

Расчет по уравнению (1) Справочные данные т- (ДТ=Т„-Ас,), °с м„,°с (экспер.) %С в аустените

Юкп 490 - 760 (40) 390 0,41

800(80) 440 0,25

09Г2 417 460 760(40) 315 0,42

800(80) 380 0,22

10С1 475 - 800(50) 365 0,46

860(110) 410 0,32

05Г2С2 414 -430 780(20) 285 0,45

900(140) 370 0,20

970(230) 385 0,15

Из табл. 2 видно, что первые порции аустенита, образующиеся при небольшом перегреве над АС[ (АТ £ 40 °С), сильно обогащены углеродом. Вне зависимости от содержания углерода в стали количество углерода в аустените после такого нагрева достигает 0,41-0,46 %, в результате чего устойчивость переохлажденного аустенита и М„ достигают уровня, характерного для сталей с таким общим содержанием углерода, что способствует образованию в структуре низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита) при ускоренном охлаждении из МКИ и отсутствии перлита.

С увеличением температуры нагрева в МКИ устойчивость переохлажденного аустенита снижается, повышается Мн, что обусловлено уменьшением содержания углерода в образующемся аустените, возникновением неоднородности по химическому составу между микрообъемами образца и внутри зерен. Поэтому интенсивность действия углерода и легирующих элементов на термокинетическую диаграмму (устойчивость переохлажденного аустенита, М„) после нагрева в различные области МКИ иная, чем в тех же сталях после полной аустенитизации (Тн>Ас3 + 30 °С).

Практическая значимость данного явления состоит в том, что при совместном легировании стали Мп и (В) возможно снижение содержания углерода с 0,1 до 0,05 % при сохранении тех же характеристик термокинетической диаграммы или при том же содержании углерода в стали удается уменьшить скорость охлаждения изделий (увеличить их сечение).

Следовательно, подбором композиции сталей, температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения удается целенаправленно регулировать не только структуру и фазовый состав, но и содержание углерода и легирующих элементов в отдельных фазах, что расширяет спектр механических свойств сталей.

Во второй главе анализируются данные по микроструктуре, фазовому составу и механическим свойствам низкоуглеродистых сталей, испытавших нагрев в межкритический интервал температур.

Исследование методами оптической и электронной микроскопии группы малоуглеродистых низколегированных сталей (см. табл. 1) показало, что при нагреве в межкритический интервал температур образование первых порций аустенита в образцах с исходной феррито-перлитной структурой происходит в перлитных зернах. Дальнейшее увеличение количества аустенита связано с миграцией его границ в ферритные зерна. После охлаждения низкотемпературные продукты распада аустенита (мартенсит-бейнит), окруженные выделениями нового феррита, располагаются по границам старого феррита, который не претерпел превращения при нагреве (рис. 2).

Выявление двух типов феррита: исходного, который не претерпел превращения при нагреве в МКИ, и нового, выделяющегося из аустенита при окончательном охлаждении, проводилось по специальной двухэтапной методике. Структурные характеристики (объемная доля каждой фазы, размер зерен) рассчитывались с учетом соответствующих геометрических и статистических закономерностей.

Рис. 2. Микроструктура стали 09Г2 после охлаждения в воде (а), масле (б,в) и на воздухе (г)

При закалке образцов сечением 15x15 мм из исследованных сталей в воду или масло после нагрева на 30 °С выше АС] образуется реечный мартенсит с

18

«косо» расположенным мидрибом с высокой плотностью микродвойников и дислокаций, что связывается с низкой Мн из-за максимально высокой концентрации углерода в первых порциях аустенита, сформировавшихся из перлита. Уменьшение содержания углерода в аустените при увеличении его количества и температуры образования приводит при закалке в воду к возникновению высокотемпературного мартенсита, в котором отдельные рейки с высокой плотностью дислокаций собраны в пакеты. При охлаждении из верхней области МКИ распад аустенита происходит по бейнитному механизму.

Распределение дислокаций в феррите неоднородно: вблизи границ феррит-мартенсит возникает высокая плотность дислокаций, которые образуют клубки и сложные сплетения. Повышенная плотность дислокаций на границе феррит-мартенсит связана, по всей видимости, с напряжениями, возникающими при

а превращении. По мере удаления от межфазной границы плотность дислокаций резко падает.

В случае феррито-бейнитной структуры распределение дислокаций в феррите более однородно, чем в сталях с феррито-мартенситной структурой, хотя и здесь плотность дислокаций выше вблизи межфазной границы.

Типичные зависимости, отображающие изменение количества структурных составляющих в стали Юкп с повышением температуры нагрева в МКИ, показаны на рис. 3. В легированных сталях ход этих кривых почти аналогичный, хотя они смещены по температурным областям, и количественные соотношения иные.

Так, в сталях 09Г2 и 10Г2Р после аналогичных обработок количество аустенита меньше (~ 5 %), чем в стали Юкп, испытавшей аналогичную обработку, при том же темпе нарастания количества аустенита с повышением температуры нагрева (рис. 4).

о. а.

V ■во и о а о в я

2 о с.

Е

о

V

я ч о И

100 во во 70 60 50 40 30 20 10

аустенит

стары Я феррит

с

1 рода

Л:

/ упрочнякл структура ! воздух

ая составляющая У г*"" к масло

1 / 1 -Л I- — 4 | вода

« г" новый фер рит

1 --1 г- ^ -

800 820 840

Температура, "С

А*

5 «

Ев <5

5 I

о. г

к = §

е.

в я

8 О

Я О Й « В г >> 5

я о. § С

6 I

г &

Рис. 3. Микроструктурная карта стали Юкп после охлаждения в воде, масле и на воздухе

100

740

780 800 820 Температура, °С

880

Рис. 4. Кинетика образования аустенита в исследованных сталях при

нагреве в МКИ

В стали 05Г2Р эти параметры процесса аустенитизации значительно ниже, чем в стали 10Г2Р. Действие 1,2 % сильнее, чем 1,6 % Мп: процесс аустенитизации в стали 10С1 не только смещен (~60 °С) в сторону более высоких температур, но и протекает замедленнее, чем в стали 09Г2. Поэтому для формирования определенного количества аустенита стали Юкп, 09Г2, 10Г2Р должны нагреваться практически на одну температуру, тогда как стали 05Г2Р и 10С1 выше на 30-40 и 60 °С соответственно. В то же время, доминирующее влияние на количество упрочняющей структурной составляющей (мартенсит+бейнит) имеет устойчивость переохлажденного аустенита.

Количественные соотношения между структурными составляющими играют определяющую роль в формирующемся комплексе механических свойств ДФМС. Найдено, что при постоянной объемной доле мартенсита изменение свойств стали определяется не только количеством нового феррита, но и морфологией его образования. Зарождение и рост нового феррита по границам старых ферритных зерен приводит к наиболее заметному снижению предела текучести и повышению общего и равномерного удлинения.

Обобщение экспериментальных данных значительного круга малоуглеродистых низколегированных сталей показывает, что оптимальный комплекс свойств после ускоренного охлаждения из МКИ достигается при наличии 15-25 % мартенсита, 20-30 % эпитаксиального феррита и соответственно 45-65 % исходного феррита.

В стали Юкп количество упрочняющей структурной составляющей при охлаждении в масле и на воздухе практически не зависит от температуры нагрева в двухфазную область (см. рис. 3). В результате имеет место и стабильность свойств после нагрева до температур 740-800 °С. Наилучший комплекс свойств (св=510-530 МПа; а0д /св=0,52-0,56; 8р=16-17 %) обеспечивается после закалки в масле.

Легирование малоуглеродистой стали бором и марганцем приводит к существенной зависимости механических свойств от температуры нагрева. Так,

после закалки в воде упрочняющей структурной составляющей в сталях 05Г2Р и 10Г2Р является мартенсит, количество которого монотонно возрастает с увеличением температуры нагрева. Соответственно и прочностные характеристики обеих сталей возрастают с темпом упрочнения 7-8 МПа на один процент мартенсита. Значения общего и равномерного удлинения находятся на сравнительно невысоком уровне и монотонно снижаются с повышением температуры нагрева в двухфазную область.

Охлаждение в масле и на воздухе приводит к некоторому снижению темпа упрочнения, что связано с увеличением доли бейнита в упрочняющей структурной составляющей и появлением нового эпитаксиального феррита.

Установлены следующие режимы термической обработки, обеспечивающие оптимальный комплекс свойств. Для стали 05Г2Р - это нагрев в межкритический интервал до температур 740-780 °С с охлаждением на воздухе (о, = 550-600 МПа; а0,2 =300-320 МПа; 8 = 31-33 %; 8Р =15,5-17,5 %; Т50 = 10-15 °С; КСУтах = 2,2-2,4 МДж/м2). Близкий уровень механических свойств (о, = 570-610 МПа; ст0,2 =320-350 МПа; 5 = 28-29 %; 5Р =15-17 %; Т50 = 15-25 °С; КСУтах = 1,7-1,9 МДж/м2) формируется после нагрева до температур 740-780 °С с охлаждением в масле .

У стали 10Г2Р нагрев в межкритический интервал до температур 780-820 °С с последующим охлаждением на воздухе приводит к следующему комплексу механических характеристик: ств = 625-650 МПа; сто,2 =310-320 МПа; 5 = 28-31 %; 6Р =14-15%; Т50 = 25-30 °С; КСУтах = 1,8-1,9 МДж/м2.

В стали 05Г2С2 оптимальный комплекс свойств обеспечивается при наличии в структуре 15-25 % мартенсита и 20-30 % нового феррита: Сто,2 = 380-400 МПа; ств = 720-750 МПа; 8Р =15-16 %; Т50 = 40-45 °С; КСУтах=2,4-2,6 МДж/м2.

Таким образом, изученные в работе стали имеют непосредственно после формирования двухфазной структуры высокую пластичность, оцениваемую по 5 =30 %, и, главное, равномерное удлинение 5Р ~ 15 %, что особенно важно для изделий, получаемых холодной деформацией. Однако уровень ударной вяз-

сти (КСУ=2,0 МДж/м2) и температура вязкохрупкого перехода (Т50 ~ 20 °С) весьма низок, что указывает на необходимость проведения отпуска готовых изделий для их улучшения.

Рациональным легированием марганцем, бором, кремнием (даже при снижении до « 0,05 % углерода) удается повысить на 30-40 % прочностные свойства фактически без ухудшения вязкопластичных характеристик.

В третьей главе рассматриваются строение и механические свойства сталей 20 и 09Г2С промышленной выплавки с феррито-мартенситной структурой, полученной ступенчатой закалкой.

Разработан новый способ создания ДФМС - ступенчатая закалка, включающая нагрев на температуру вблизи Ас3 для формирования неоднородного по содержанию углерода аустенита из исходной феррито-перлитной смеси, переохлаждение под Аг[ с оптимальной выдержкой, в течение которой происходит выделение необходимой порции избыточного феррита и обогащение углеродом нерастворившегося аустенита, трансформирующегося, при закалке в воду, в мартенсит и бейнит.

Металлографические исследования показали, что микроструктура обеих сталей после ступенчатой закалки по оптимальному режиму (Та = 860 °С; Тп = 680 °С с выдержкой 20 мин для стали 20 и 5 мин для стали 09Г2С) состоит из зерен избыточного феррита размером 20-50 мкм, находящихся в контакте между собой, и разомкнутых округлых зёрен размером 10-30 мкм, внутри которых сформировались игольчатые кристаллы мартенсита и бейнита. Площадь зёрен упрочняющей фазы составляла 40-45 %.

Металлографические исследования на тонких фольгах стали 20 позволили конкретизировать эти заключения. В зернах избыточного феррита с плавно изогнутыми границами имеется повышенная плотность однородно распределённых дислокаций, несколько большая вблизи игольчатых кристаллов а-фазы.

Обнаруживается мартенсит двух морфологических типов. Кристаллы мартенсита первого типа содержат столь высокую плотность дислокаций (-1-10" см"2), что отдельные дислокации не разрушаются. Они имеют форму ре-

ек толщиной ~ 1 мкм, иногда собраны в пакеты. Такой тип мартенсита характерен для среднеуглеродистых сталей.

Широкие пластины мартенсита с пачками параллельных микродвойников толщиной ~ 100 А характерны для высокоуглеродистого мартенсита.

Рейки а-фазы с выделениями цементита в виде одинаково ориентированных частиц цементита интерпретированы как нижний бейнит. Ширина таких реек с несколько изогнутыми границами достигает ~ 3 мкм.

Итак, данные электронной микроскопии показывают, что в низкоуглеродистой стали после ступенчатой закалки наряду с ферритом присутствует спектр сдвиговых продуктов превращения, формирующихся поочерёдно по мере понижения температуры во всё более богатых по углероду областях аусте-нита.

Особенности такой гетерофазной структуры показали и результаты рент-генострукгурного анализа, проведенного с использованием дифрактометра Bruker D8 Advance.

Для дифрактограммы образца стали 20 после ступенчатой закалки (Т0 = 860 °С + Тп = 680 °С + охлаждение в воде) характерно:

- отсутствие физического уширения линии 222 (следовательно, отсутствие в металле микроискажений или, точнее, их глубокая компенсационная релаксация);

- линия 110 состоит из острого высокого максимума, имеющего значительное размытие в сторону меньших углов Вульфа-Брегга, что связывается с формированием мартенсита различной тетрагональности.

Основываясь на данных электронной микроскопии, это можно интерпретировать следующим образом. Отражение 110 является наложением линий 110 феррита и мартенсита, а размытие интерференционного максимума в сторону меньших углов Вульфа-Брегга связано с отражением от плоскостей (101) и (011) тетрагонального мартенсита, имеющего широкий диапазон отношений периодов с/а. Площадь линий 101м — 011м мартенсита составляет ~ 25 % площади линии 110, хотя на дифрактограммах мартенсита интегральная интен-

сивность линий 101М + 011„ больше интегральной интенсивности линии 011М. Ясно, что это связано с относительно небольшим количеством тетрагонального мартенсита в исследованном образце.

Расчет периодов а по линии 110 и с по минимальному и максимальному углу Вульфа-Брегга линии 101м- 011М дал следующие значения: а = 2,868 А, с = 2,918-3,003 А,с/а= 1,02-1,05.

Согласно найденным значениям с/а и уравнению с/а- 1 + 0,0467р, содержание углерода в мартенсите (соответственно в аустените, из которого он сформировался) составляет р = 0,5-1,2 мае. %. Это показывает, насколько глубоко происходит обогащение микрообъемов аустенита по углероду и разброс по его содержанию в процессе ступенчатой закалки.

Таким образом, теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что уникальный комплекс механических свойств стали 20 (ств = 669 МПа, сто,2 = 400 МПа, 5о5щ = 22 %, 5Р = 14 %) и стали 09Г2С (ств = 760 МПа, Сто,2 = 460 МПа, 50бщ = 21 %, 5Р = 12 %) после ступенчатой закалки связан с формированием особого структурного состояния.

Определённое количество упрочняющей фазы (мартенсит + бейнит) с заданной твердостью (плотностью дислокаций, содержанием углерода) обусловливает повышенный уровень прочностных характеристик. Эти продукты сдвиговых превращений образуются порционно по мере снижения температуры из неоднородного по углероду аустенита в окружении ранее сформировавшегося феррита. Мягкая "оболочка" феррита компенсирует генерирование напряжений противоположного знака ансамблем образующихся в нем дислокаций напряжения, порождаемые при возникновении бейнита и мартенсита. Сталь с уравновешенными внутренними напряжениями (их суммарная величина близка к нулю) обладает удовлетворительной пластичностью, несмотря на высокую плотность дефектов кристаллического строения.

Благодаря применению ступенчатой закалки (формированию феррито-мартенситной структуры) удается поднять прочностные свойства низкоуглеродистых сталей в ~ 1,5 раза по сравнению с нормализованным состоянием, со-

хранив характеристики пластичности на уровне, удовлетворяющем требованиям ГОСТа на горячедеформируемую продукцию. Это позволяет рекомендовать ступенчатую закалку как окончательную термообработку при производстве листа, профилей, труб и других изделий, получаемых горячей прокаткой.

В четвертой главе описываются эксперименты по закалочному и деформационному старению гетерофазных сталей и их трактовка.

Низкотемпературный отпуск, применяемый непосредственно после закалки из МКИ, используется для улучшения комплекса механических свойств ДФМС. Для всех исследованных сталей характерна экстремальная зависимость условного предела текучести 00,2 и общего удлинения 6 от температуры отпуска. Значение временного сопротивления ов слабо изменяется при температурах более низких, чем температура, соответствующая максимальному значению сод, но затем заметно снижается.

Анализ микроструктурных особенностей отпущенных ДФМС наряду с данными амплитудной и температурной зависимостей внутреннего трения позволяют считать, что экстремальное изменение предела текучести с повышением температуры старения обусловлено протеканием ряда конкурирующих процессов: образованием сегрегаций атомов углерода на дислокациях в феррите, сопровождающимся возвратом площадки текучести; распадом упрочняющей фазы; релаксацией остаточных напряжений, возникающих из-за несоответствия объемов аустенита и мартенсита; образованием карбидных частиц на дислокациях в феррите и их укрупнением при повышенных температурах отпуска ("пе-рестаривание" феррита). Первый и третий из указанных процессов преобладают при низких температурах отпуска, а второй и четвертый - при повышенных. Это и предопределяет экстремальную зависимость предела текучести от температуры отпуска.

Применение ДФМС в различных отраслях промышленности предъявляет повышенные требования к сопротивлению этих сталей хрупкому и вязкому разрушению в готовой конструкции. Изучение влияния деформационного старения на характеристики разрушения ДФМС проводилось на примере

сталей 05Г2Р и 05Г2С2.

Установлено, что с повышением степени холодной деформации происходит закономерное возрастание температуры вязкохрупкого перехода Т$о и снижение максимальной ударной вязкости при полностью вязком изломе (например, деформация растяжением на 10 % приводит к возрастанию Т50 на 35-40 °С и почти двукратному снижению КСУтах). Такое возрастание Т50 связано, по всей видимости, с упрочнением феррита, в котором локализуется практически вся деформация.

Проведение последеформационного отпуска заметно снижает температуру вязко-хрупкого перехода и значительно повышает величину КСУгпах . В частности, сталь 05Г2Р после деформации растяжением на 10 % и отпуска 200 °С, один час имеет практически такую же величину Т50, как и в исходном состоянии после охлаждения в масле от 760°С. Наблюдающееся повышение КСУтах и Т50 обусловлены влиянием двух противоположно действующих процессов: разупрочнения мартенсита при отпуске и снижения пересыщения твердого раствора феррита за счет образования сегрегации примесных атомов на дислокациях в результате протекания деформационного старения. Превалирующее влияние первого фактора объясняет, по-видимому, экспериментально наблюдаемое повышение сопротивления хрупкому и вязкому разрушению при отпуске предварительно деформированной ДФМС.

Проведенные микрофрактографические исследования ударных образцов, разрушенных при различных температурах, подтверждают сделанные выше выводы.

Низкотемпературный отпуск сталей с гетерофазной структурой позволяет повысить значение предела текучести на 100-140 МПа, при этом значение отношения аол/ав, равное 0,50-0,55 в исходном состоянии, повышается до величины 0,65-0,75. Температура вязкохрупкого перехода Т50 снижается на 40-50 °С, ударная вязкость КСУтах возрастает по сравнению с исходным состоянием на 20-25 %. Такое изменение свойств делает возможным применение

ДФМС в качестве конструкционных материалов непосредственно после отпуска.

Процесс деформационного старения ДФМС обычно совмещается с технологическими операциями нанесения или сушки антикоррозионных лакокрасочных покрытий. Установлено, что пластическая деформация растяжением оказывает немонотонное влияние на склонность этих сталей к старению. Наиболее благоприятные условия для старения возникают после деформации 4-6 %, вероятно благодаря более короткому пути диффузии для атомов внедрения при повышении плотности дислокаций равномерно по всему объему ферритного зерна. Образование ячеистой дислокационной структуры, при увеличении степени деформации до 10 %, приводит к замедлению процесса старения.

На примере стали 05Г2С2 с использованием ядерной гамма-резонансной спектроскопии и удельного электросопротивления показано, что во время деформационного старения при температурах сушки антикоррозионных лакокрасочных покрытий происходит локальное перераспределение атомов легирующих элементов замещения. После закалки из межкритического интервала температур наблюдается ближний порядок типа ближнего упорядочения в расположении атомов легирующих элементов замещения. Пластическая деформация понижает степень ближнего порядка, а последующее старение вновь его восстанавливает.

С учетом установленных закономерностей деформационного старения ДФМС построены диаграммы зависимости упрочнения исследованных сталей от степени предварительной деформации. Диаграммы позволяют оценить прочность готовых изделий из сталей этого типа после низкотемпературного отпуска, соответствующего нанесению и сушке антикоррозионных лакокрасочных покрытий. Диаграммы свидетельствуют, что в готовых конструкциях ДФМС имеет очень высокий комплекс прочностных и пластических характеристик, не достигаемый на сталях того же состава с феррито-перлитной структурой. Так, предел текучести в стали Юкп с феррито-перлитной структурой может достигать 550-590 МПа при сохранении общего удлинения на уровне

24-20 %. В гетерофазном состоянии у стали 05Г2Р при величине общего удлинения 8 =20 % предел текучести находится на уровне 650 МПа, а у стали 05Г2С2 достигается значение ст0^ = 780 МПа при той же величине общего удлинения.

Применение ДФМС требует обеспечения надежности в процессе эксплуатации изготовленных из них деталей и конструкций. Многие типы разрушений при эксплуатации образуются в результате усталостного нагружения. В связи с этим научный и практический интерес представляют данные по влиянию скорости охлаждения из межкритического интервала температур и последующего деформационного старения на сопротивление ДФМС усталостному разрушению.

Усталостное испытание проводили по схеме чистого изгиба при кручении на машине типа УВМ согласно ГОСТ 25.502.79.

Установлено, что стали с феррито-мартенситной (бейнитной) структурой обладают более высокими значениями предела выносливости, чем стали с фер-рито- перлитной структурой одного и того же химического состава. Это подтверждено результатами микрофрактографического исследования усталостных образцов, разрушенных при различных амплитудах цикла. В то же время относительное повышение предела выносливости существенно ниже, чем статических характеристик прочности. Деформационное старение, сочетающееся с некоторыми технологическими операциями, не изменяет значения предела выносливости в случае феррито-перлитной структуры и очень незначительно (2-3 %) увеличивает эту характеристику в ДФМС, что связывается с циклическим разупрочнением предварительно деформированных и состаренных образцов.

Вторая часть диссертации, в которой приведены результаты теоретических и экспериментальных исследований деформационного упрочнения и пластичности при различных схемах напряженного состояния гетерофазных низкоуглеродистых сталей, занимает ключевое место в работе, так как способность этих сталей к холодному формоизменению и образующийся комплекс механических свойств изделий имеют особую значимость для теории и практики их использования.

В главе пятой рассматривается модель деформационного упрочнения сталей с феррито-мартенситной структурой.

Несмотря на наличие широкого круга теорий, в настоящее время отсутствует единая модель, позволяющая надежно описать процесс пластического течения сталей с феррито-мартенситной структурой на всех стадиях деформации. В связи с этим автором диссертации совместно с Б.М. Бронфиным предложена модель деформационного упрочнения ДФМС ,дающая, с учетом перераспределения деформации между структурными составляющими в ходе нагружения, аналитическое описание закономерностей их деформации и упрочнения при пластическом течении.

Феррито-мартенситная сталь рассматривалась как естественный композит, в котором деформируются обе структурные составляющие. В первом приближении не учитывалась неоднородность напряжений в феррите и мартенсите и напряжения рассматривались как усредненные по объему каждой структурной составляющей. Зависимость "истинное напряжение Б -истинная деформация е" для феррита и мартенсита аппроксимировалась уравнением Холломона

Б = се", (2)

где с - константа; п - коэффициент деформационного упрочнения.

Исходя из указанных представлений, были получены соотношения, позволяющие вычислить номинальное значение напряженного течения ас для любого заданного значения истинной деформации ес ДФМС в зависимости от основ-

ных упрочняющих параметров: объемной доли мартенсита Ум, содержания углерода в стали а, её легированности и размера ферритного зерна Б:

о = <V=xp[eJ-

[ерф[1-(1-Ч)Ум]

y^a+m) е

•exp J L i-(i-q)vj

(1-VJ+

+ а,мехр[е

qec

ет 0 + т)

ePM[i-(i-q)vJJ

o-,=oh+k.D-"2

•exp

qec

i-(i-q)vM.

V„

(3)

(4)

(5)

VM

Здесь стВф и авм - временное сопротивление феррита и мартенсита; ерф и ерм -истинные равномерные деформации' этих структурных составляющих в свободном состоянии, соответственно феррита и мартенсита; q = ем/еф = q(ec) - отношение деформаций мартенсита ем и феррита еф, зависящее от общей деформации образца ес; m - коэффициент, учитывающий влияние скорости деформации на напряжение течения (m=0); aiB - внутризеренное упрочнение феррита, зависящее от его легированности и плотности дислокаций; Кв - коэффициент Холла-Петча при деформации, соответствующей временному сопротивлению феррита; 0ОМ - временное сопротивление безуглеродистого мартенсита; а - коэффициент упрочнения на 1 % углерода в мартенсите.

С помощью условия (dac/dsc) _ = о, где ерс - истинная равномерная де-

ес~8рс

формация образца стали с феррито-мартенситной структурой получено выражение, связывающее величину истинной равномерной деформации образца феррито-мартенситной стали ерс с параметрами микроструктуры (объемной долей мартенсита, содержания углерода в стали, её легированности и размера зерна).

Экспериментальную проверку теории проводили на сталях составов 7-15

(см. табл. 1), с "островковой" феррито-мартенситной структурой. Измерение деформаций структурных составляющих показало, что величина я(ес) определяется в основном твердостью мартенсита, зависящей от концентрации в нем углерода, и его объемной долей. В то же время величина я(ес) практически не зависит от размера ферритного зерна и легированности стали.

Обработкой экспериментальных данных для сталей с 0,06-0,20 мае. % углерода получено уравнение регрессии, описывающее отношение деформаций мартенсита и феррита я от общей деформации образца ес в интервале истинных деформаций вплоть до равномерной:

Ч = (6)

Найденные зависимости я(ес) были использованы для построения теоретических диаграмм деформации изученных сталей. Удовлетворительное совпадение расчетных кривых с экспериментальными данными свидетельствует о возможности адекватного описания кривых деформационного упрочнения ферри-то-мартенситных сталей в рамках предложенной модели и прогнозирования оптимальных параметров микроструктуры (количества и прочности мартенсита), обеспечивающих наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик гетерофазных сталей. Использование такого физически обоснованного подхода необходимо для разработки новых составов гетерофазных сталей и режимов их термической обработки.

Экспериментальное исследование деформационного упрочнения проводилось на образцах, предварительно деформированных при комнатной температуре интенсивным растяжением. Для стандартных механических испытаний использовались пятикратные образцы диаметром 6 мм, скорость растяжения составляла б-юЛ;"1, диаграммы записывались в масштабе 100:1. На каждый вариант обработки испытывали по три образца.

Найдено, что наиболее сильное влияние на изменение механических свойств оказывают начальные несколько процентов предварительной деформации. Так, первые три процента пластической деформации стали 05Г2С2 приводят к повышению предела текучести на 360 МПа, в то время как последующие

семь процентов - только на 100 МПа. Влияние предварительной пластической деформации с высокими степенями на временное сопротивление более слабое, чем на предел текучести, что приводит с ростом е„ к увеличению сход/^в за счет постепенного исчерпания пластичности (снижения 8Р, у).

Переход от феррито-мартенситной к феррито-бейнитной структуре и далее феррито-перлитной заметно уменьшает интенсивность деформационного упрочнения. При этом с ростом степени предварительной деформации пластические характеристики закономерно снижаются. Такое поведение механических характеристик обусловлено структурными изменениями, происходящими в металле при холодной деформации, которые были изучены электронно-микроскопически.

Для изучения взаимодействия примесных атомов с дислокациями использовались методики амплитудной и температурной зависимостей внутреннего трения (АЗВТ и ТЗВТ соответственно).

Установка для измерения параметров АЗВТ и ТЗВТ представляла собой прямой крутильный маятник с резонансной частотой 20 Гц. Применялись цилиндрические образцы с диаметром рабочей части 4 мм и длиной 36 мм. Оценивались логарифмический декремент затухания и амплитуда колебаний образца.

Данные электронно-микроскопического анализа совместно с результатами, полученными методом внутреннего трения, позволили дать следующую интерпретацию закономерностей деформационного упрочнения ДФМС. На начальных этапах пластического течения (е меньше или порядка 5 %) происходит снятие остаточных сжимающих напряжений в феррите, возникших при мартен-ситном превращении, и значительное увеличение плотности дислокаций в результате стесненной деформации феррита вокруг мартенситных участков. Эти факторы приводят к высокой скорости деформационного упрочнения. При дальнейшей деформации, когда происходит образование дислокационной ячеистой структуры, напряжение течения зависит не от общей плотности дислокаций, а от размера дислокационных ячеек, который очень слабо уменьшается с

повышением степени деформации. Кроме того, с ростом деформирующего напряжения в пластическое течение начинает вовлекаться и мартенсит, что приводит к снижению интенсивности деформационного упрочнения.

На основе результатов исследования характеристик деформационного упрочнения ДФМС построены диаграммы упрочнения сталей, испытавших предварительную деформацию после различных режимов охлаждения. С помощью этих диаграмм, задавая степень деформации, необходимую для изготовления детали или требуемых эксплуатационных характеристик, выбирается либо структура, получаемая в данной стали при определенной скорости охлаждения, либо марка стали, обеспечивающая при заданном режиме термической обработки необходимый комплекс прочностных и пластических характеристик готового изделия.

В главе шестой приводятся результаты исследования деформационного упрочнения гетерофазных материалов на микроуровне.

Автором диссертации совместно с профессором C.B. Смирновым разработана методика определения свойств микрообъектов (МОСМ), позволяющая строить диаграммы упрочнения отдельных структурных составляющих многофазной системы при пластической деформации. Для тестирования прочностных свойств и деформационного поведения структурных составляющих использован метод микротвердости с инденторами в виде конусов с углами при вершине ср = 90,120, 140 и 160°.

Исходной информацией для расчетов явились наборы значений глубины вдавливания индентора hi (на практике удобнее замерять диаметр отпечатка dj = 2 hj / ctg (ф/2)) при нагрузке Pi при определенном ср, по которым рассчитывались зависимости P<,,(h).

На исследуемую поверхность образца наносится координатная сетка, ячейки которой являются поперечным сечением элементов объема AVU. Полученные данные di - Р, при ф = const приводятся к одним базовым значениям, усредняются и формируются в массивы Мф(ДК/у). Используя Мф(ДКуу) и зависимость P^(h), с помощью созданного программного комплекса "1TOG" можно

решить системы уравнений, описывающих работу, которая затрачивается на деформацию материала при внедрении индентора, и построить диаграмму упрочнения.

Проверка работоспособности предлагаемой методики на образцах стали 10 с феррито-перлитной структурой показала, что диаграмму упрочнения можно описать уравнением о5 = 595-А0,22 (МПа) и что обнаружено удовлетворительное совпадение с диаграммой растяжения цилиндрических образцов из того же материала.

Возможности МОСМ для исследования микрообъектов рассматривались на примере феррита в армко-Бе (0,01 мас.% С; 0,017 мас.% Мп; 0,02 мас.% 81) и в стали 10 (0,09 мас.% С; 0,15 мас.% Мп; 0,17 мас.% и перлита в стали 10. Применялись специальные конические микроиндентеры из сплава на основе карбида вольфрама. В качестве инвариантной характеристики пластичности использовался параметр А - степень деформации сдвига; тогда первая производная сопротивления деформации по её степени с1а/с!Л является характеристикой деформационного упрочнения.

Построение с помощью программного комплекса ГГСЮ диаграммы упрочнения показывает, что на первых стадиях деформирования скорость упрочнения перлита существенно выше, чем феррита. По мере увеличения Л скорости деформационного упрочнения обеих структурных составляющих постепенно сравниваются.

Полученные закономерности деформационного упрочнения феррита и перлита были использованы для прогнозирования макроскоимческой зависимости о -Л для стали 10 с учетом правила смесей и зернограничного упрочнения. Средние размеры зерен феррита и перлита после каждой степени деформации определялись металлографически на поперечных шлифах.

Установлено, что до Л ~ 0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации стали. Полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита происходит при Л > 1,4.

Сравнение рассчитанной макроскопической диаграммы упрочнения стали

10 с экспериментальной диаграммой растяжения цилиндрических пятикратных образцов показало удовлетворительное совпадение, что свидетельствовало о применимости разработанной методики оценки механических свойств отдельных микроструктурных составляющих многокомпонентных материалов.

В главе седьмой анализируются результаты исследований влияния напряженного состояния на пластичность ДФМС.

В промышленных условиях изготовления деталей методами холодного деформирования используются различные схемы напряженного состояния. В данной работе на примере сталей Юкп и 05Г2С2 рассмотрено влияние типа микроструктуры (феррито-перлитной и феррито-мартенситной) на пластичность Ар при различных значениях показателя напряженного состояния SAT (S -среднее нормальное напряжение, Т - интенсивность касательных напряжений) и параметра Лоде характеризующего схему приложения главных напряжений.

Использовались две схемы нагружения - одноосное растяжение и кручение, осуществляемые под гидростатическим давлением. В первом случае ps = -1, во втором ps = 0. Примененная методика позволила изменять показатель напряженного состояния S/T в диапазоне, соответствующем различным видам холодного формоизменения, при этом параметр Лоде не зависел от давления Р и оставался неизменным в процессе испытания. Так, при ps = - 1 значения S/T = -1 -г- 0,5 соответствуют волочению проволоки, значения S/T = -2 н- -1 - высадке через матрицу и гидропрессованию.

Испытания на растяжение и кручение проводили на универсальной установке УВД-10, изготовленной на базе испытательной машины ZDMI-30t, на образцах с рабочим диаметром 4 мм и длиной 20 мм. При растяжении пластичность Ар определяли по формуле

А,=2л/31гД, (7)

р

где d0 - диаметр образца в исходном состоянии; dp - диаметр образца в момент разрушения.

При кручении для определения Лр использовалось уравнение

Ap = tg(pp-tgcpo, (8)

где ср 0 и (рр - углы наклона риски, напечатанной типографским способом на поверхности образца, к его образующей до испытания и в момент разрушения.

Установлено, что при жесткой схеме нагружения, соответствующей, например, растяжению без наложения гидростатического давления, величины пластичности Лр сталей Юкп и 05Г2С2 с феррито-перлитной и феррито-мартенситной структурой примерно равны. В то же время при мягких схемах нагружения в области сжимающих напряжений, когда S/T<0, отчетливо видны преимущества в деформируемости ДФМС. При S/T<0 и = - 1, что соответствует таким широко применяемым операциям холодного формоизменения, как высадка, волочение, прессование и т.д., обе стали в одинаковом структурном состоянии имеют близкую пластичность Лр при разных значениях показателя напряженного состояния S/T. Следовательно, при данной схеме нагружения (ц5 = -1) обе стали обладают одинаковой деформируемостью, хотя в обоих структурных состояниях временное сопротивление стали 05Г2С2 в 1,3-1,4 раза выше, чем стали Юкп.

Для конструкционных материалов необходимо определенное сочетание прочностных и пластических свойств. Исходя из этого, в работе изучалось также влияние показателя напряженного состояния S/T на величину удельной работы деформации образца до разрушения Ар, интегрально учитывающей его прочностные и пластические характеристики:

\

А = |sAdA, (9)

v о

где SA - сопротивление деформации.

Кривую упрочнения двухфазной стали аппроксимировали уравнением Холломона (SA = С-Лп), а феррито-перлитной стали - уравнением Людвига (Sa = ST + а-Лт). В результате получили следующие приближенные выражения

для удельной работы деформации до разрушения, соответственно для стали с феррито-мартенситной и феррито-перлитной структурой:

SA -Л SA -ST

и (10) р п+1 Щ+1

где SA - сопротивление деформации в момент разрушения; ST - предел теку-р

чести; m - коэффициент в уравнении Людвига. Значение коэффициентов тип находили по кривым деформационного упрочнения изучаемых сталей.

Построение зависимости Ар = f(S/T) показало, что стали с феррито-мартенситной структурой обладают значительно более высоким Ар по сравнению со сталями с феррито-перлитной структурой во всем диапазоне показателя напряженного состояния S/T. В одинаковом структурном состоянии и равном значении S/T сталь 05Г2С2 имеет гораздо более высокий уровень Ар , чем сталь Юкп. Такая же картина сохраняется при кручении с наложением гидростатического давления = 0), соответствующем прокатке, особенно при S/T < -1.

Заключение

Детальный анализ процессов, протекающих при различных операциях термообработки, позволил сформулировать основные моменты, ответственные за создание двухфазных феррито-мартенситных сталей:

- прецизионное использование фазовых превращений по схеме

Ф + П А (охлаждение) Ф + М (Б) ;

- дозированное формирование при нагреве в отдельных микрообъемах ау-стенита с повышенным содержанием углерода;

- дальнейшее обогащение углеродом нераспавшегося аустенита в ходе выделения избыточного феррита при охлаждении.

Таким образом, основным условием создания ДФМС, регулирования их структуры и механических свойств является целенаправленное образование аустенита, обогащенного до заданного уровня углеродом, что обеспечивает при охлаждении с необходимой скоростью формирование оптимального количества мартенсита (бейнита) с определенным содержанием углерода (твердостью).

На примере собственных разработок рассмотрена технология производства изделий, где используется высокая пластичность сталей с гетерофазной ферри-то-мартенситной структурой в сочетании с большой скоростью деформационного упрочнения.

На ОАО "Турбомоторный завод" совместно с ООО ПТП "Трансмашзавод" (г. Екатеринбург) изучена возможность изготовления деталей крепежа, в том числе гаек М6-М12, методом холодной высадки из заготовок, имеющих гете-рофазную структуру. В результате достигается снижение трудоемкости изготовления гаек и экономия проката.

На ЗАО "Ревдинский метизно-металлургический завод" при изготовлении проволоки из сталей Юкп, Юсп и 08Г2С показана возможность повышения производительности отжигового отделения на 20 % при использовании ускоренного охлаждения из межкритического интервала температур в ходе длительного рекристаллизационного отжига.

На ФГУП "Уральский электромеханический завод" ускоренное охлаждение из МКИ листовых заготовок обеспечило повышение технологической пластичности металла при изготовлении холодной штамповкой деталей сложной формы. Это способствовало также улучшению жесткости конструкционных элементов и снижению их материалоемкости.

В условиях ОАО "Северский трубный завод" выпущены опытные партии труб из стали 20, подвергнутые закалке с отпуском, а также двойной закалке с последующим отпуском по скорректированным режимам. Трубы имели повышенную эксплуатационную надежность и требуемый уровень коррозионной стойкости и хладостойкости.

Использование термической обработки по новым режимам позволило организовать на ЗАО ПТК "УралВерстМет" выпуск изделий из сталей 10, 20, 09Г2С для нефтегазового промыслового оборудования с гарантированным уровнем физико-механических свойств.

Малоуглеродистые низколегированные стали с феррито-мартенситной структурой, получаемой по режиму ступенчатой закалки, внедрены совместно с

ОАО "Пермский научно-исследовательский технологический институт" для изготовления технологической оснастки.

Перечисленные промышленные разработки и опробования подтверждены актами использования и внедрения, которые приведены в приложении к диссертации.

Обобщением рассматриваемых в диссертации научно-технических разработок явилась формулировка основных качеств низколегированных доэвтекто-идных сталей с феррито-мартенситной структурой, делающих их перспективным материалом:

- для изделий, получаемых холодным формоизменением, с уникальным комплексом механических свойств, где высокая пластичность сочетается с большой скоростью деформационного упрочнения;

- для изделий, изготавливаемых горячей деформацией, имеющих высокую конструктивная прочность (одновременно высокий уровень прочностных и вязкопластических характеристик).

Результаты диссертационной работы широко внедрены в учебный процесс при подготовке инженеров по специальностям: 150501 - "Материаловедение в машиностроении", 150105 - "Металловедение и термическая обработка", 150702 - "Физика металлов", 150106 - "Обработка металлов давлением", а также бакалавров и магистров тех же направлений. Ряд теоретических и экспериментальных положений, касающихся изменений структуры и механических свойств при деформации и термомеханической обработке сталей, пластического течения и разрушения гетерофазных сплавов, состоящих из нескольких структурных составляющих с различными свойствами, и других, нашли свое отражение в главах 15, 16 учебника "Физическое металловедение", допущенного Министерством образования Российской Федерации в качестве учебника для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлению подготовки дипломированных специалистов 615300 "Металлургия".

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Построение термокинетических диаграмм (ТКД) распада аустенита в сталях Юкп, 09Г2, 10С1, 05Г2С2, 10Г2Р, 05Г2Р, нагретых в межкритический интервал температур (МКИ), анализ устойчивости переохлажденного аустенита и температуры начала мартенситного превращения (Мн) показали, что вне зависимости от содержания углерода в стали количество углерода в аустените после небольшого перегрева над Ас1 (ДТ = 40 °С) достигает 0,41-0,46 %; в результате устойчивость переохлажденного аустенита и Мн соответствуют уровню, характерному для сталей с таким общим содержанием углерода. Легирование сталей Мп (~1,6 %), (1,18-1,84 %) и В (0,003 %) усиливает данный эффект, что способствует при ускоренном охлаждении из МКИ образованию низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита) и отсутствию перлита.

Подбором композиции сталей, температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения удается рейдировать не только структуру и фазовый состав сталей, но и содержание углерода и легирующих элементов в отдельных фазах, что расширяет спектр механических свойств сталей.

2. Выявлены особенности морфологии структурных составляющих, формирующихся после нагрева малоуглеродистых сталей в МКИ и охлаждения с различными скоростями: мартенсита (бейнита), исходного феррита, существовавшего до нагрева, нового феррита, зарождающегося при распаде аустенита эпитаксиально на исходном феррите. Установлено, что новый феррит при отпуске вплоть до 400°С имеет меньшую на 400 МПа твердость, чем исходный феррит, и содержание легирующих элементов, характерное для аустенита, сформировавшегося в МКИ.

Наилучшее сочетание прочностных и пластических свойств (ав = 650-700 МПа, о0>2 «350 МПа, 8-30 %, 5Р ~ 15 %) исследованных ДФМС достигается при наличии 15-25 % мартенсита, 20-35 % нового феррита и соответственно 40-65 % исходного феррита при нагреве на оптимальную, для стали определенной композиции, температуру и ускоренном охлаждении.

Рациональным легированием марганцем, бором, кремнием даже при снижении до 0,05 % содержания углерода удается повысить на 30-40 % прочностные свойства. При этом уровень ударной вязкости и температура вязко-

хрупкого перехода весьма низкие, что требует последующего низкотемпературного отпуска.

3. Разработан новый режим термообработки для формирования двухфазной феррито - мартенситной структуры, включающий низкотемпературную ау-стенитизацию (на ~ 10 °С выше Ас3) и ступенчатую закалку в воду с оптимальной выдержкой при температуре Ati - (30-40 °С). На примере сталей 20 и 09Г2 промышленных плавок показано, что структура и уровень механических свойств после термообработки по новому режиму близки к тем, которые формируются в этих сталях после ускоренного охлаждения из МКИ.

4. На основе микроструктурных исследований и данных внутреннего трения выявлены факторы и дано объяснение экстремальному изменению предела текучести ДФМС сталей от температуры отпуска. Низкотемпературный отпуск позволяет увеличить о0,2 на 100-140 МПа, о0,2/ Ов -до 0,65-0,75 и, главное, повысить на 20-25 % уровень ударной вязкости при снижении Т50 на 40-50 °С по сравнению с исходным состоянием после охлаждения из МКИ.

Предварительная пластическая деформация повышает склонность ДФМС к старению, но её влияние не монотонно. Максимальная склонность к старению создается при деформации растяжением на 4-6 %; увеличение степени деформации до 10 %, сопровождающееся образованием ячеистой дислокационной структуры, приводит к замедлению процесса старения.

5. Разработана модель деформационного упрочнения ДФМС, учитывающая экспериментально установленное неравенство деформации феррита и мартенсита и её перераспределение между этими структурными составляющими в процессе нагружения. Получены количественные соотношения, позволяющие рассчитать напряжение течения в любой момент деформирования и величину истинной равномерной деформации в зависимости от таких структурных факторов, как объемная доля мартенсита, содержание углерода в стали, размер ферритного зерна. Справедливость предложенной модели проверена на ряде малоуглеродистых сталей, легированных марганцем, а также совместно марганцем и кремнием.

6. Экспериментально установлено, что при схемах напряженного состояния, соответствующих высадке, волочению, прессованию и прокатке, пластич-

ность стали заданного состава с феррито-мартенситной структурой в 1,3-1,8 раза выше, чем в случае феррито-перлитной структуры.

Двухфазные феррито-мартенситные стали во всем изученном интервале изменения показателя напряженного состояния Б/Т (от -1,4 до -1) значительно превосходят стали того же химического состава с феррито-перлитной структурой по величине удельной работы при деформации до разрушения, интегрально учитывающей прочностные и пластические характеристики материала.

7. Научно обосновано и экспериментально подтверждено, что низкоуглеродистые стали с феррито-мартенситной структурой, получаемые термообработкой по вновь разработанной схеме ступенчатой закалки, имеют высокий комплекс механических свойств: стали 20 (ов = 669 МПа, сто,2 = 400 МПа, 5о6щ = 22 %, 5Р = 14 %) и стали 09Г2С (ств = 760 МПа, ст0,2 = 460 МПа, 50бщ = 21%, 5Р = 12 %). Это позволяет рекомендовать ступенчатую закалку как окончательную термообработку при производстве горячедеформированной продукции из низкоуглеродистых сталей.

8. На основе предложенной методики оценки свойств микрообъемов с помощью вдавливания индентера построены диаграммы « напряжение о - степень деформации сдвига А» стали 10 и присутствующих в ней феррита и перлита. Это позволило описать поведение в ходе пластической деформации каждой структурной составляющей и оценить её вклад в пластическое течение металла: до Л =0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации металла, полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита обнаружено при Л >1,4.

9. Основные положения, сформулированные в работе по созданию низкоуглеродистых феррито-мартенситных (бейнитных) сталей как перспективного материала для изделий, изготавливаемых холодным деформированием или горячей деформацией, представлены к реализации и внедрены на ряде предприятий машиностроительного и металлургического комплексов, а также широко используются в учебном процессе при подготовке специалистов по ряду специальностей.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Грачёв C.B. Физическое металловедение : учебник для вузов / С.В Грачёв., В.Р. Бараз, A.A. Богатов, В.П. Швейкин -2-е изд., доп. и испр. - Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2009. - 547 с.

2. Бронфин Б.М. Прочность и пластичность двухфазных феррито-мартенситных сталей / Б.М. Бронфин, М.И. Голъдштейн, А.З.Шифман,

B.П. Швейкин // Физика металлов и металловедение. - 1983 - Т. 56, Ms 1. -

C. 179-185.

3. Бронфин Б.М. Двухфазные феррито-мартенситные стали, упрочненные карбидами ванадия / Б.М. Бронфин, A.A. Емельянов, В.П. Швейкин // Химия, технология и применение ванадиевых соединений : тез. докл. Четвертого Всесоюз. совещ. - Нижний Тагил, 1982. - С. 106.

4. Бронфин Б.М. Субструктурное упрочнение двухфазных феррито-мартенситных сталей / Б.М. Бронфин, A.A. Емельянов, В.П. Швейкин // Субструктурное упрочнение металлов и дифракционные методы исследования. - Киев : Наукова Думка, 1985. - С. 133-135.

5. Применение малоуглеродистых низколегированных феррито-мартенситных сталей для деталей крепежа в автотракторостроении / Б.М. Бронфин, A.A. Емельянов, В.П. Швейкин, А.З. Шифман // Основные направления экономии и рационального использования металла в автотракторостроении : тез. докл. Всесоюз. науч.-техн. конф. - Челябинск, 1984. - С. 233-234.

6. Деформационное старение двухфазных феррито-мартенситных сталей / Б.М.

Бронфин, A.A. Емельянов, В.П. Швейкин, А.З. Шифман // Термическая обработка, структура и свойства металлов : межвузов, сб. науч. тр. - Свердловск, 1985.-С. 50-55.

7. Емельянов A.A. Структура и конструктивная прочность феррито-мартен-ситной низколегированной стали / A.A. Емельянов, В.П. Швейкин, И.Ю. Пышминцев //Молодые ученые и специалисты техническому прогрессу в металлургии : материалы науч.-техн. конф.-Донецк, 1985.-С.77-79.

8. Бронфин Б.М. Влияние скорости охлаждения из межкристаллического интервала температур на деформационное упрочнение и старение стали 05Г2С2 / Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн, В.П.Швейкин И Металловедение и термическая обработкаметаллов-1986-№ 11.-С. 31-34.

9. Низколегированные феррито-мартенситные стали - резерв повышения качества металлопроката / Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн, A.A. Емельянов, В.П. Швейкин // Повышение качества металлопроката путем термической и термомеханической обработки : тез. докл. Всесоюз. науч.-техн. конф. -Днепропетровск, 1985. - С. 44.

10. Устойчивость эпитаксиалъного феррита при отпуске малоуглеродистой низколегированной стали / Б.М. Бронфин, A.A. Емельянов, М.И. Гольдштейн, В.П. Швейкин // Физика металлов и металловедение. - 1986. - Т. 62, №2. -С. 358-361.

11.' Перераспределение атомов при деформационном старении двухфазной феррито-мартенситной стали / Б.М. Бронфин, В.В. Овчинников, В.П. Швейкин [и др.]// Физика металлов и металловедение. - 1986. - Т. 61, № 2. - С. 354-360.

12. Бронфин Б.М. Влияние типа микроструктуры на сопротивление усталости и разрушение малоуглеродистой низколегированной стали / Б.М. Бронфин, А.З. Шифман, В.П. Швейкин // Изв. вузов. Черная металлургия. -1986. -№ 10. - С. 73-77.

13. Bronfm В.М. Influence of type of microstructure on fatigue resistanct and fracture of low carbon, alloy steel / B.M. Bronfm, V.P. Shveikin // Steel in the USSR. - 1986. - V. 16, № 10. - P. 494-496.

14. Исследование двухфазных феррито-мартенситных сталей для изготовления крепежных деталей / Б.М. Бронфин, A.A. Емельянов, А.З. Шифман, В.П. Швейкин // Новые материалы и упрочняющие технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в автостроении : тез. докл. Всесоюз. науч.-техн. конф. - Тольятти, 1986.-С. 10-11.

15. Бронфин Б. М. Деформационное упрочнение и пластичность сталей с феррито-мартенситной структурой / Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн, В.П. Шеейкин //Изв. АН СССР. Металлы. -1987. -№!.- С. 127-133.

16. Вязко-хрупкий переход в сталях с феррито-мартенситной структурой / Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн, Е.И. Голуб, В.П. Шеейкин // Изв. АН СССР. Металлы. -1987.-№2.-С. 105-111.

17. Кинетика закалочного и деформационного старения стали с феррито-мартенситной структурой /Б.М. Бронфин, В.П. Шеейкин [и др.] // Физика металлов и металловедение. -1988. - Т. 5, № 2. — С. 326-331.

18. Ресурс пластичности металла при изготовлении сильфонов / С.В. Смирнов, А.В. Тропотов, Р.Е. Лаповок, В.П. Швейкин // Эффективные технологические процессы листовой штамповки : тез. докл. науч.-техн. конф. - М., 1993.-С. 155-163.

19. Богатое А.А. Методики определения технологических свойств металла и его отдельных структурных составляющих в условиях сложного погружения /А.А. Богатое, С.В. Смирнов, В.П. Швейкин [и др.]//Изв. вузов. Цветная металлургия. -1995. -№ 2. - С. 42-49.

20. Смирнов С.В. Методика определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах / С.В. Смирнов, В.П. Швейкин // Физика металлов и металловедение. -1995. — Т. 80, № 1. - С. 144-151.

21. Смирнов С.В. Исследование процесса деформационного упрочнения многофазных материалов на микроуровне / С.В. Смирнов, В.П. Швейкин // Физика металлов и металловедение. -1995. - Т. 80, № 1, —С. 152-159.

22. Lapovok R. Е. Ductility Defined as Critical Local Strain / R.E. Lapovok, S.V. Smirnov, V.P. Shveykin // Proceedings First Australasian Congress on Applied Mechanics.-1996,-V. l.-P. 181-185.

23. Швейкин В.П. Разработка оборудования и программного обеспечения для экспресс-метода определения механических свойств структурных составляющих композиционных и порошковых материалов / В.П. Швейкин //

Проблемы современных материалов и технологий, производство наукоемкой продукции. - Пермь, 1996. - Вып. 2. - С. 27-28.

24. Богатое А.А. Упрочнение сталей 22ПО, 09Г2С и 37Г2С в потоке трубопрокатного агрегата / А.А. Богатов, В.П. Швейкин // Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов : тез. докл. междунар. науч.-техн. конф. - М.: МИСиС, 1996. - С. 57-58.

25. Швейкин В.П. Разработка оборудования и программного обеспечения для экспресс-метода определения механических свойств структурных составляющих композиционных и порошковых материалов / В.П. Швейкин // Проблемы современных материалов и технологий, производство наукоемкой продукции. - Пермь, 1997. - Вып. 3. - С. 29-30.

26. Смирнов С.В. Определение диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах / С.В. Смирнов,

B.П. Швейкин, В.А. Соломеин -// Бернштейновские чтения по тсрмомеха-нической обработке металлических материалов : тез. докл. междунар. науч.-техн. конф. - М.: МИСиС, 1997. - С. 68-73.

27. Определение коэффициентов в функциональной зависимости сопротивления деформации по результатам вдавливания конического индентора /

C.В. Смирнов, В.К. Смирнов, А.Н. Солошенко, В.П. Швейкин //Изв. РАН. Металлы. -1998. -№ 6.-С. 91-94.

28. Shveikin V.P. Method for Determination of the Strain Hardening Law and for Analysis of Early Fracture Stages of Some Structural components / V.P. Shveikin, S.V. Smirnov // Key Engineering Materials. - 1998. - V. Frakture and Strength of Solids, 145-149. -P.847-852.

29. Smirnov S.V. Method for stress-strain equation (SSE) determination and early fracture stage analysis of some structural components / S.V. Smirnov, A.N. So-loshenko, V.P. Shveykin // Metal Forming 98, The University of Birmingham UK : The 7 th Internftional Conference on Metal Forming. - 1998. - P. 107.

30. Швейкин В.П. Разработка метода исследования ранних стадий разрушения конструкционных материалов / В.П. Швейкин // Трансфертные техноло-

пга, комплексы и оборудование в металлургии и материаловедении. -Пермь, 1998. - Вып. 1. - С. 4-6.

31. Термомеханическая обработка и современные способы производства высокопрочных труб / Л.Г. Марченко, С.Ю. Жукова, А.А. Богатов, В.П. Швей-кин // Всероссийская конференция, посвященная 95-летию профессора

B.В. Швейкина.- Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 1999. - С. 73-76.

32. Применение термомеханической обработки в производстве высокопрочных труб / Л.Г. Марченко, С.Ю. Жукова, А.А. Богатов, В.П. Швейкин // Берп-штейновские чтения по термомеханической обработке : тез. докл. Всерос. науч. конф. - М.: МИСиС, 1999. - С. 18.

33. Lapovok R.E. Damage mechanics for the fracture prediction of metal forming tools / R.E. Lapovok, S.V. Smirnov, V.P. Shveykin // Journal of Fracture. -2000.-V. 103.-P. 111-126.

34. Особенности деформационного упрочнения конструкционных сталей с регламентированной гетерогенной структурой / В.П. Швейкин [и др.] // Наука - Производство - Технологии - Экология : сб. материалов Всерос. ежегод. науч.-техн. конф. - Киров, 2001. - Т. 2. - С. 123-124.

35. The Influence of the Stress State on the Plasticity of Transformation Induced Plasticity - Aided Steel / Y.U. Pyshmintsev, M.De. Meyer, B.C. de Cooman, R.A. Savray, V.P. Shveykin // Metallurgical and Materials Transactions. A, Physical metallurgy and materials science. - 2002. - V. 33A, № 6. - P. 16591667.

36. Богатов А.А. Механические свойства низколегированных сталей 22ГЮ и 09Г2С после термомеханической обработки / А.А. Богатов, В.П. Швейкин,

C.В. Смирнов // Обработка металлов давлением : сборник. - Екатеринбург, 2002. - Разд. 2: Реология, пластичность, разрушение. - С. 39-45.

37. Bogatov A. A. Physical simulation of the ductile damage under the metal forming / A.A. Bogatov, V.P. Shveikin, A.A. Rezer // The 6th international ESAFORM Conference on Material Forming. - Salermo, 2003. - P. 723-726.

38. Основы высокотемпературной термомеханической обработки труб /

Л.Г. Марченко, С.Ю. Жукова, A.A. Богатов, В.П. Швейкин // Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. - Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. - С. 395-403.

39. Швейкин В.П. Кинетика распада переохлажденного аустенита, сформировавшегося в межкритическом интервале температур / В.П. Швейкин, В.А. Хотинов, В.М. Фарбер // Физика металлов и металловедение. - 2007. — Т. 104, № 5. - С. 510-516.

40. Швейкин В.П. Микроструктура и фазовый состав низкоуглеродистых сталей после нагрева в межкритический интервал температур / В.П. Швейкин, В.А. Хотинов, В.М. Фарбер // Изв. вузов. Черпая металлургия. -№6. -2008. -С. 39-43.

41. Смирнов C.B. Деформируемость молибдена при изготовлении тонкостенных труб / C.B. Смирнов, A.B. Нестеренко, В.П. Швейкин // Изв. РАН. Металлы. - 2008. -№>5.- С. 80-891

42. Оценка деформационного упрочнения по данным микротвердости / В.П. Швейкин [и др.] // Механика микронеоднородных материалов и разрушение : тез. докл. Пятой Всерос. конф. - Екатеринбург, 2008. - С. 183.

43. Швейкин В.П. Деформационные характеристики низкоуглеродистых сталей с гетерогенной структурой /В.П. Швейкин //Производство проката. - 2009. -№ 5.- С. 2-5.

Подписано в печать 05.10.2009 Формат 60x84 1/16

Бумага писчая Плоская печать Усл. печ. л. 2,85

Уч.-изд. л. 2,4 Тираж 100 экз. Заказ 422

Ризография НИЧ УГТУ-УПИ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Ф ВВЕДЕНИЕ.

ЧАСТЫ.

1 КИНЕТИКА РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО

АУСТЕНИТА, ОБРАЗОВАВШЕГОСЯ ПРИ НАГРЕВЕ

Ва + у ОБЛАСТЬ.

1.1 Термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита.

1.2 Оценка содержания углерода в аустените, формирующемся в f межкритическом интервале температур.

ВЫВОДЫ.

2 СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ НАГРЕВА В МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ

ТЕМПЕРАТУР.

2.1 Структура и фазовый состав.

2.2 Механические свойства.

• ВЫВОДЫ.

3 ФОРМИРОВАНИЕ ГЕТЕРОФАЗНОЙ СТРУКТУРЫ

И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ

СТУПЕНЧАТОЙ ЗАКАЛКОЙ.

3.1 Выбор режима термообработки.

3.2 Особенности микроструктуры и механических свойств.

ВЫВОДЫ

4 ИССЛЕДОВАНИЕ СТАРЕНИЯ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СТАЛЕЙ.

4.1 Закалочное старение.

4.2 Деформационное старение.

4.3 Формирование структуры и свойств.

Ф ВЫВОДЫ.

ЧАСТЬ II.

5 МОДЕЛИРОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО УПРОЧНЕНИЯ

ДВУХФАЗНЫХ СТАЛЕЙ.

5.1 Существующие модели.

5.2 Разработка новой модели.

ВЫВОДЫ.

6 ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО УПРОЧНЕНИЯ

ГЕТЕРОФАЗНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА МИКРОУРОВНЕ.

6.1 Метод определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих.

6.2 Расчет диаграммы деформационного упрочнения материала по диаграммам упрочнения входящих в него структурных составляющих.

ВЫВОДЫ.

7 ПЛАСТИЧНОСТЬ ГЕТЕРОФАЗНЫХ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ

СТАЛЕЙ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ СХЕМАХ НАПРЯЖЕННОГО

СОСТОЯНИЯ.

ВЫВОДЫ.

Задачу создания новых материалов, в том числе и сталей, с высокой конструктивной прочностью, сочетающейся с необходимой совокупностью технологических свойств при изготовлении из них изделий (деформируемостью без нарушения сплошности, свариваемостью и др.), можно решить только при фундаментальном изучении влияния различных факторов на структуру, фазовый состав и свойства материалов. Использование таких материалов обеспечивает снижение металлоемкости машин и конструкций, улучшение эффективности и надежности их работы.

Характерно, что возможности повышения уровня эксплуатационных характеристик сталей путем применения традиционных видов термообработки близки к исчерпанию.

Работами последних десятилетий показано, что создание сталей с гетерофазной феррито-мартенситной структурой является перспективным/ направлением повышения конструктивной прочности, улучшения технологичности и обрабатываемости изделий различного назначения [1-4]. Для разработки таких сталей с заданным уровнем свойств необходимы отыскание их композиций, режимов термической и пластической обработок, приводящих к формированию гетерофазной структуры с оптимальной морфологией и соотношением компонентов, создание моделей, описывающих пластическую деформацию и упрочнение многофазных материалов.

Малоуглеродистые низколегированные стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой обладают уникальным сочетанием предела текучести, временного сопротивления разрыву и пластичности, что-определяет их использование в частности для деталей, изготавливаемых методами холодной объемной или листовой штамповки. Благодаря особенностям структуры и пластического течения эти стали испытывают интенсивное деформационное упрочнение, а в последующем деформационное старение при нанесении и сушке антикоррозионных защитных покрытий на изделия. В этой связи научный и практический интерес имеет изучение закономерностей деформационного упрочнения и старения двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС) с целью оптимизации их составов и режимов термической обработки, что и рассматривалась как одна из основных задач настоящей диссертации.

В последние годы круг изделий и, соответственно, сталей с окончательной или промежуточной гетерофазной феррито-мартенситной (бейнитной) структурой непрерывно расширялся [3,5,6]. Это позволило повысить конструктивную прочность изделий, экономить ресурсы за счет снижения легированности сталей или при термообработке. Потребовалось использование новых схем термообработки, приводящих к формированию гетерофазной структуры, детальное изучение влияния агрегатного упрочнения перлитом, мартенситом, бейнитом на комплекс механических свойств сталей, режимов заключительного отпуска с целью увеличения, предела текучести, вязкости и пластичности.

В диссертации показано, что для дальнейшего прогресса в. данном к, направлении необходимы, с одной стороны, научно-обоснованная разработка композиций сталей, новых технологических режимов, приводящих к формированию гетерофазной структуры, а с другой стороны, проведение детальных исследований пластичности и деформируемости ДФМС без нарушения сплошности при различных схемах напряженного состояния.

Двухфазные феррито-мартенситные стали помимо феррита и мартенсита могут содержать, определенное количество остаточного аустенита и бейнита. Основным требованием при проведении термообработки ДФМС является предотвращение распада по перлитному механизму.

Для подавления перлитного ■ превращения при охлаждении из межкритического интервала температур обычно используется легирование стали кремнием, в количестве до 1,5% и молибденом в пределах 0,33-0,38%.

Легирование кремнием ослабляет влияние температуры нагрева в межкритическом интервале на морфологию структурных составляющих [7].

Марганец увеличивает количество образующегося мартенсита за счет повышения устойчивости аустенита, что позволяет значительно снизить необходимую скорость охлаждения [8]. Он одинаково замедляет начало ферритного и перлитного превращений.

Роль ванадия, когда его атомы находятся в твердом растворе, определяется, в основном, его воздействием на устойчивость аустенита, что позволяет достичь того же комплекса свойств, как в стали без ванадия, но при меньшей скорости охлаждения [10].

Известна роль бора как элемента, значительно увеличивающего устойчивость аустенита [8], хотя при охлаждении из двухфазной области такое его действие более слабое, чем при охлаждении из однофазной области [И].

Одновременное легирование стали ванадием и бором не приводит к увеличению прокаливаемости при охлаждении из (а + у) области, что связано, по всей видимости, с большой устойчивостью соединения бора с углеродом и ванадием [12-14].

Продолжительность нагрева и выдержки являются важными факторами, определяющими кинетику образования аустенита, а, значит, и конечную структуру ДФМС. Диффузия углерода в образующийся аустенит происходит сравнительно быстро, а для установления равновесного распределения легирующих элементов необходимы сотни часов [3,15].

Существенное влияние на процесс аустенизации оказывает исходная структура. При получении ДФМС путем ступенчатой закалки исходной структурой перед выдержкой в межкритическом интервале температур (МЕСИ) является аустенит. При малом переохлаждении у —>• а превращение контролируется'диффузией углерода и легирующих элементов, то есть их перераспределением между ферритом и аустенитом [3,14]. Скорость роста феррита в этом случае очень мала (десятки часов). При сильном переохлаждении (низких температурах распада) образование феррита идет без существенного перераспределения легирующих элементов и контролируется в основном диффузией углерода в аустените, что обуславливает весьма быстрое превращение (в течение нескольких минут).

В случае предварительной закалки исходной структурой является мартенсит. По мере нагрева мартенсита в МКИ происходит его распад на смесь феррита с цементитом. Зарождение аустенита при этом наблюдается на межфазных границах феррит-цементит, причем в первую очередь растворяются цементитные частицы и только затем претерпевают превращение ферритные участки [16].

Обширные исследования процесса аустенитизации проведены на образцах с исходной феррито-перлитной структурой [14,48]. Зарождение аустенита происходит на границе "феррит-перлит" (а не "феррит-феррит"), либо на границе "феррит-цементит" внутри перлитных колоний, что характерно в случае протекания процесса аустенитизации в верхней области МКИ.

Легкое зародышеобразование аустенита на межфазных границах феррит-цементит связано с тем, что при контакте с растворяющимися цементитными частицами аустенит наиболее быстро обогащается углеродом [3,18,45,51].

Диффузия углерода в аустените обусловливает рост его зародыша за счет, как феррита, так и цементита. Наибольшую скорость роста аустенитных кристаллов следует ожидать в районе соприкосновения трех фаз, так как здесь диффузионные пути наименьшие. Вблизи эвтектоидной линии устойчивый участок аустенита должен содержать около 0,8% G.

С повышением температуры непрерывно уменьшается необходимое для образования зародыша содержание углерода, и оказываются' устойчивыми аустенитные кристаллы с все меньшим содержанием углерода.

При нагреве доэвтектоидной стали с низким содержанием углерода в межкритический интервал, зародыши аустенита возникают как в перлите на межфазных границах феррит-цементит, так и на границах зерен феррита [18]. Но образование аустенита быстрее происходит в перлитных колониях, где легче достигается концентрация углерода, необходимая для зарождения и роста аустенита. После исчезновения перлита аустенит, возникший на месте его колоний, начинает поглощать оставшиеся ферритные зерна.

При выдержке доэвтектоидной стали в межкритическом интервале происходит перераспределение углерода между ферритом и аустенитом, в котором концентрация углерода значительно превышает его среднее содержание в стали. В феррите, оставшемся не превращенным при нагреве в межкритический интервал, концентрация углерода оказывается меньше, чем при температуре эвтектоидного превращения. С повышением температуры нагрева в межкритическом интервале одновременно с увеличением количества аустенита уменьшается содержание в нем углерода.

Обогащение аустенита углеродом в процессе выдержки в межкритическом интервале приводит к увеличению его устойчивости при охлаждении в температурном интервале диффузионного превращения, что облегчает осуществление закалки. Мартенсит, образующийся при закалке на месте обогащенного углеродом аустенита, характеризуется более высокой твердостью, чем мартенсит, возникающий при нормальной закалке с нагревом выше точки Асз. В то же время "очистка" феррита от атомов внедрения (углерода, азота) обеспечивает высокую пластичность этой структурной составляющей.

При выдержке в МЕСИ протекает также перераспределение примесей и легирующих элементов между фазами. Экспериментально установлено [1,3,41], что феррит обогащается кремнием и фосфором, а аустенит — марганцем, никелем и хромом. Если перераспределение ■ углерода между фазами осуществляется сравнительно быстро, то перераспределение легирующих элементов ввиду их малой скорости диффузии (на несколько порядков меньше, чем у углерода) протекает существенно медленнее, что приводит к значительному торможению превращения.

Легирующие элементы изменяют положение критических точек стали [8,19,20,45,51]. Элементы, расширяющие у - область, снижают критические точки, увеличивая тем самым перегрев по отношению к Ai при той же температуре нагрева. Это может приводить к увеличению разности концентраций углерода в аустените на границах с карбидом и ферритом и к повышению скорости роста аустенита. Легирующие элементы, суживающие у -область, действуют в противоположном направлении.

Ускоряет образование аустенита при нагреве никель. Это связывается со снижением критических точек стали и повышением термокинетической активности углерода в аустените, что способствует интенсификации его диффузии. Марганец, по ряду данных, ускоряет образование аустенита. Образование аустенита замедляют кремний и алюминий, а также карбидообразующие элементы — хром, молибден, вольфрам, ванадий, если они находятся в твердом растворе [18,19,21,30,37].

В [3,14] отмечается значительное обогащение аустенита марганцем в процессе выдержки в межкритическом интервале температур. Марганец, диффундирующий в аустенит, не успевает равномерно распределиться по , сечению его зерен. Поэтому периферийные участки аустенита оказываются пересыщенными по марганцу и толщина таких прослоек после выдержки порядка 1ч достигает 0,5 мкм.

Для оценки вклада перераспределения марганца и кремния в процесс движения межфазной границы был проведен расчет при помощи пакета программ DICTRA кинетики диффузионного превращения феррита в аустенит при температурах 770 и 820°С [3]. Показано, что рост количества, аустенита происходит чрезвычайно быстро за первые несколько секунд реакции. При этом изменение концентрации легирующих элементов происходит лишь в тонком приграничном слое. Некоторый градиент концентрации углерода в приграничном слое является следствием градиента концентраций марганца и кремния, определяющих растворимость углерода в аустените. Благодаря более высокой скорости диффузии в феррите, чем в аустените, изменение концентраций кремния и марганца в феррите происходит практически на всю глубину, что наиболее ярко выражено при 820°С. Изменение концентрации в глубинных слоях аустенита практически не реализуется. Очевидно, что по окончанию выдержки в МКИ следует говорить не об аустените какого-то определенного химического состава, а о достаточно широком спектре составов по сечению участков аустенита, имеющем некоторое среднее значение. Состав участков, удаленных от межфазной границы, по содержанию элементов замещения близок к исходному составу стали. Концентрация углерода изменяется в относительно узких пределах и несколько превышает значения, соответствующие условиям термодинамического равновесия.

Анализ кинетики роста количества аустенита показал, что независимо от содержания углерода в стали и количества аустенита в исходный момент, в первые десятки секунд происходит скачкообразное увеличение объемной доли аустенита [48]. К окончанию этой стадии распределение углерода в аустените стремится к однородному, после чего его рост происходит с затухающей скоростью. Увеличение количества аустенита происходит в течение нескольких тысяч секунд, однако уже после нескольких сотен секунд рост объемной доли осуществляется с относительно малой скоростью. Более того, после продолжительной выдержки объемная доля аустенита несколько понижается, что является следствием перераспределением элементов замещения [3].

Структура стали после нагрева в МКИ определяется не только температурой, но и временем выдержки, типом исходной структуры, а также степенью холодной деформации. При этом в течение относительно короткой выдержки формируется неоднородный по химическому составу аустенит, обогащенный вблизи межфазных границ углеродом и марганцем и обедненный кремнием и алюминием. Неоднородность химического состава аустенита предопределяет различную стабильность его участков по отношению к мартенситному превращению.

Скорость охлаждения влияет на процесс распада аустенита. Охлаждение со скоростями выше критической обеспечивает превращение аустенита в мартенсит, количество которого возрастает с увеличением температуры закалки [1,18]. При медленном охлаждении только часть аустенита распадается на мартенсит, другая часть превращается в так называемый новый феррит или феррит превращения. Новый феррит зарождается на старом эпитаксиально, без образования новой кристаллографической ориентировки. Поэтому между участками этих двух типов феррита нет структурных границ. Поскольку образование эпитаксиального феррита происходит на периферийных участках аустенита, то центральные части аустенитных областей обогащаются углеродом и могут превращаться в мартенсит при дальнейшем охлаждении. Таким образом, конечная структура состоит из старого феррита, который сосуществовал с аустенитом в (а + у) области, и участков мартенсита, окруженных областями нового феррита, образовавшегося при охлаждении аустенита из межкритического интервала температур [1,18].

Снижение скорости охлаждения из МКИ приводит к постепенной замене феррито-мартенситной структуры на феррито-бейнито-мартенситную, а затем и феррито-бейнитную [18,21].

Из данного краткого рассмотрения роли углерода и легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита, тип и количество продуктов его распада, кинетику превращений Ф + Ц —> А —»Ф + М(Б) и другие моменты вытекает важность и многогранность влияния химического состава на структуру и механические свойства ДФМС. Это инициировало проведение подробных исследований, описанных в первых главах диссертации, на большой группе низкоуглеродистых сталей, легированных как по отдельности, так и совместно марганцем, кремнием, бором, для отыскания их оптимального состава.

Естественно, параллельно изучались технологические параметры — температура и длительность нагрева в МКИ и аустенитную область, скорость охлаждения, наложение холодной пластической деформации и другие.

В нашей стране изучением ДФЫС плодотворно занимались вплоть до настоящего времени в ЦНИИЧМ [1,12,24,34,35 и др.] и в Уральском политехническом институте (ныне угтУ~УПИ)[21'23'26'29 И ДР']'

Данная диссертационная работа пР°Д°лжением исследований, проводимых в Уральской школе металлоидов под руководством профессора Гольдштейна М.И. Это касается вопросов образования двухфазных сталей, испытавших охлаждение с различны*** скоРостями после нагРева в межкритический интервал температур, комплекса их механических свойств преимущественно для изделий, полу^еМЫХ холодным формоизменением (штамповкой, прессованием и т.д.)- 13 Т° ЖС ВрСМЯ В ДиссеРтации рассматриваются такие принципиальна Н°ВЫе моменты' КаК полУчение гетерофазной структуры путем ступен-^0* 3аКаЛКИ И ПрИ необходимости последующего отпуска в качестве окоИ^^еЛЬНЫХ Режимов термообработки при производстве горячедеформированн^ продукции (листа, труб, профилей И др.).

Другим отличием работ, обобш:^^ЫХ В ДаНН°Й диссеРтации' от исследований, выполненных под ру*с^>вОДСТВОМ Голованенко С.А. и Фойнштейн Н.М. [12,27 28 и др] :Я-33^г£Яется углубленная разработка в теоретическом и эксперимента^^0141 напРавлениях вопросов Деформационного упрочнения гетеро^>аЗНЫХ СТаЛСЙ На Различных структурных уровнях, а также их ш1^^сИЧНОСТИ при различНЫХ схемах напряженного состояния.

Обобщение результатов со5ст^^^НЬ1Х экспериментальных и. теоретических исследований, а также литературных данных позволило выявить закономерности получение В гетеР°Фазном состоянии и разработать обобщающие положения о5 оптимальных композициях и технологическим режимам.

Показано ГЗ Т) ао -=ссимальное увеличение предела iv,^, JZ, э J,4Z,43 J, что jvr^— текучести гетерофазных сталей при сох^анении присущего им высокого уровня пластичности позволит использовать этот перспективный класс сталей для значительной номенклатуры изделий, в частности, для строительных конструкций, труб газо-нефтяного сортамента, деталей машиностроения. При формировании феррито-мертенситной структуры после закалки из МКИ повышается трещиностойкость малоуглеродистых сталей [29], снижается порог охрупчивания при нейтронном облучении реакторных сталей [17].

Исходя из данных положений, с учетом специфики получения и использования сталей с гетерофазной структурой сформированы цель и основные задачи, решаемые в диссертации.

Цели и задачи работы. Целью работы является теоретическое и экспериментальное обобщение закономерностей формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, деформационного упрочнения и пластичности материалов с различающимися свойствами структурных составляющих и совершенствования на этой основе композиций и режимов термической обработки малоуглеродистых низколегированных сталей.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

- изучение закономерностей формирования структуры и фазовых превращений при ускоренном охлаждении малоуглеродистых низколегированных сталей из межкритического интервала температур и ступенчатой закалки;

- установление особенностей деформационного упрочнения двухфазных феррито-мартенситных сталей и- их пластичности- при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том числе, реальным операциям холодной объемной и листовой штамповки;

- создание модели пластического течения и упрочнения ДФМС, учитывающей неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными составляющими в процессе нагружения; исследование процессов, протекающих при закалочном и деформационном старении ДФМС, и их влияния на сопротивление данных материалов хрупкому, вязкому и усталостному разрушению;

- формирование основных положений по созданию низколегированных гетерофазных сталей, содержащих в оптимальном соотношении феррит и мартенсит (бейнит), а также главных качеств ДФМС, делающих их перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

Научная новизна работы определяется совокупностью результатов теоретических и экспериментальных исследований:

- на большой группе доэвтектоидных низколегированных сталей изучены процессы образования аустенита при нагреве в межкритический интервал температур (МКИ); построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита и микроструктурные карты, показывающие влияние температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения на тип и количество отдельных структурных составляющих; выявлены особенности образования нового эпитаксиального феррита при ускоренном охлаждении малоуглеродистых сталей из МКИ, а также концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах в зависимости от температуры и длительности отпуска;

- предложена и экспериментально проверена модель деформационного упрочнения ДФМС, учитывающая неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными структурными- составляющими в процессе, пластического течения; изучена и сопоставлена пластичность сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной-структурой при схемах напряженного состояния; соответствующих реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения;

- на основе комплексного исследования деформационного старения ДФМС, его влияния на прочностные и пластические характеристики, способности сопротивляться хрупкому, вязкому и усталостному разрушению установлено, что оптимальная склонность к старению проявляется после деформации растяжением на 4-6%, а при увеличении степени деформации на 10% интенсивность его затухает;

- дано научное обоснование требований к режимам термической обработки, выполнение которой необходимо для создания низколегированных ДФМС, и их основных механических свойств, по которым они являются перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

На защиту выносятся:

• Установленные закономерности образования аустенита при нагреве в МКИ, особенности фазового и химического состава продуктов его распада после охлаждения с различными скоростями, концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах при отпуске.

• Модель деформационного упрочнения ДФМС, базирующаяся на учете неравенства и перераспределения деформации между разнопрочностными структурными составляющими в процессе пластического течения.

• Совокупность результатов, описывающих характеристики пластичности сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной < структурой при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том! числе реальным способам изготовления деталей методами холодного* формоизменения.

• Особенности структурных изменений при деформационном упрочнении и старении ДФМС, их влияние на комплекс механических свойств и характеристики разрушения сталей данного класса.

• Сформулированные на основе результатов собственных экспериментальных и теоретических исследований, а также литературных данных основные требования к структуре ДФМС, предназначенных для изготовления деталей методами холодного формоизменения, а также концепция создания экономичных доэвтектоидных низколегированных сталей с гетерофазной структурой, обладающих высокой конструктивной прочностью.

В первой части диссертации, включающей главы 1.4, рассмотрены закономерности формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в малоуглеродистых низколегированных сталях и их механические свойства.

Во второй части работы, объединяющей главы 5. 7, приведены данные теоретических и экспериментальных исследований деформируемости ДФМС и их пластичности.

Данная диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором в период с 1985 по 2009 год, и дает новое существенное развитие научных направленийб связи между структурой и комплексом механических свойств / малоуглеродистых низколегированных сталей с гетерофазной структурой; экспериментальной и теоретической разработкой вопросов их деформационного упрочнения и пластичности; режимов термической обработки, обеспечивающих формирование феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в широком круге малоуглеродистых сталей различных композиций.

Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному консультанту зав. кафедрой «Термообработка и физика металлов» профессору, д.т.н. Попову А.А., зав. кафедрой «Обработка металлов давлением» профессору, д.т.н. Богатову А.А. за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, а таюке сотрудникам этих кафедр УГТУ-УПИ, принимавших участие в проведении экспериментов.

Автор признателен зам. директору института Машиностроения УрО

РАН профессору, д.т.н. Смирнову С.В. и сотрудникам этого института за помощь в проведении исследований деформационного упрочнения материалов на микроуровне.

Считаю необходимым поблагодарить работников Турбомоторного завода (г. Екатеринбург), завода Трансмаш (г. Екатеринбург), Ревдинского метизно-металлургического завода, Уральского электромеханического завода (г. Екатеринбург), Северского трубного завода (г. Полевской), предприятия "УралВерстМет" (г. Пермь), Пермского научно-исследовательского технологического института и других предприятий, принимавших участие в промышленном опробовании и внедрении разработанных в диссертации режимов термической обработки изделий различного направления.

ЧАСТЬ I

основные выводы

1. Построение термокинетических диаграмм (ТКД) распада аустенита в сталях Юкп, 09Г2, 10С1, 05Г2С2, 10Г2Р, 05Г2Р, нагретых в межкритический интервал температур (МКИ), анализ устойчивости переохлажденного аустенита и температуры начала мартенситного превращения (Мн) показал, что первые порции аустенита, образующиеся при небольшом перегреве над Aci (AT = 40°С) сильно обогащены углеродом. Вне зависимости от содержания углерода в стали, количество углерода в аустените после такого нагрева составляет 0,41-0,46%, в результате чего устойчивость переохлажденного аустенита и Мн достигают уровня, характерного для сталей с таким общим содержанием углерода. Легирование Мп (~1,6%), Si (1,18-1,84%) и В (0,003%) усиливает данный эффект, что способствует образованию в структуре низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита) при ускоренном охлаждении из МКИ и отсутствию перлита.

Подбором композиции сталей, температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения удается целенаправленно регулировать не только структуру и фазовый состав сталей, но и содержание углерода и легирующих элементов в отдельных фазах, что расширяет спектр механических свойств сталей.

2. Выявлены особенности морфологии структурных составляющих, формирующихся после нагрева малоуглеродистых сталей в МКИ и охлаждения с различными скоростями: мартенсита (бейнита), исходного феррита, существовавшего до нагрева, нового феррита, зарожденного при распаде аустенита эпитаксиально на исходном феррите. Установлено, что новый феррит при отпуске вплоть до 400°С имеет меньшую на 400 МПа твердость, чем исходный феррит, и содержание легирующих элементов, характерное для аустенита, сформировавшегося в МКИ.

Оптимальное сочетание прочностных и пластических свойств (ав = 650700 МПа, суо,2 ~ 350 МПа, 8-30 %, 8Р ~ 15 %) ДФМС достигается при наличие 15-25% мартенсита, 20-35 % нового феррита и, соответственно, 4065% исходного феррита при нагреве на оптимальную, для стали определенной композиции, температуру и ускоренном охлаждении.

Рациональным легированием марганцем, бором, кремнием даже при снижении до 0,05 % содержания углерода удается повысить на 30-40 % прочностные свойства. При этом уровень ударной вязкости и температура вязко-хрупкого перехода ^весьма низкие, что требует последующего V низкотемпературного отпуска.

Разработан новый режим термообработки для формирования двухфазной феррито-мартенситной структуры, включающий низкотемпературную аустенитизацию (на ~ 10°С выше Ас3 ) и ступенчатую закалку в воду с оптимальной выдержкой при температуре Ari — (30-40°С). На примере сталей 20 и 09Г2 промышленных плавок показано, что структура и уровень механических свойств после термообработки по новому режиму близки к тем, которые формируются в этих сталях после ускоренного охлаждения из МКИ.

3. На основе микроструктурных исследований и данных внутреннего трения выявлены факторы и дано объяснение экстремальному изменению предела текучести ДФМС сталей от температуры отпуска. Низкотемпературный отпуск позволяет повысить а0 2 на 100-140 МПа, сго,2/ сгв до 0,65-0,75, и, главное, повысить на 20-25 % уровень ударной вязкости при снижении Т50 на 40-50°С по сравнению с исходным состоянием после охлаждения из МКИ.

Предварительная пластическая деформация повышает склонность ДФМС сталей к старению, но её влияние не монотонно. Максимальная склонность к старению создается при деформации растяжением на 4-6%, увеличение степени деформации до 10%, сопровождающееся образованием ячеистой структуры, приводит к замедлению процесса старения.

4. Разработана модель- деформационного упрочнения ДФМС сталей, учитывающая экспериментально установленное неравенство деформации феррита и мартенсита и её перераспределение между этими структурными составляющими в процессе нагружения. Получены количественные соотношения, позволяющие рассчитать напряжение течения в любой момент деформирования и величину истинной равномерной деформации в зависимости от таких структурных факторов, как объемная доля мартенсита, содержание углерода в стали, размер ферритного зерна. Справедливость предложенной модели проверена на ряде малоуглеродистых сталей, легированных марганцем, а также совместно марганцем и кремнием.

5. Экспериментально установлено, что при схемах напряженного состояния, соответствующих высадке, волочению, прессованию и прокатке, пластичность стали заданного состава с феррито-мартенситной структурой в 1,3-1,8 раза выше, чем в случае феррито-перлитной структуры.

Двухфазные феррито-мартенситные стали во всем изученном интервале изменения показателя напряженного состояния S/T (от -1,4 до -1) значительно превосходят стали того же химического состава с феррито-перлитной структурой по величине удельной работы при деформации до разрушения, интегрально учитывающей прочностные и пластические характеристики материала.

6. Теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что низкоуглеродистые стали с феррито-мартенситной структурой, получаемые термообработкой по вновь разработанной схеме ступенчатой закалки, имеют высокий комплекс механических свойств: стали 20 (ств = 669 МПа, ст0,2 = 400 МПа, 8общ = 22 %, 8Р = 14 %) и стали 09Г2С (ств = 760 МПа, а0)2 = 460 МПа, 80бщ = 21%, 8Р = 12 %). Это позволяет рекомендовать ступенчатую закалку как окончательную термообработку при производстве горячедеформированной продукции из низкоуглеродистых сталей.

7. На основе предложенной методики оценки свойств микрообъемов с помощью вдавливания индентера построены диаграммы « напряжение а -степень деформации сдвига Л» стали 10 и присутствующих в*ней феррита и перлита. Это позволило описать поведение в ходе пластической деформации каждой структурной составляющей и оценить её вклад в пластическое течение металла: до Л =0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации металла, полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита обнаружено при Л >1,4.

8. Основные положения, сформулированные в работе по созданию низкоуглеродистых феррито-мартенситных (бейнитных) сталей, как перспективного материала для изделий, изготавливаемых холодным деформированием или горячей деформацией, представлены к реализации на ряде предприятий машиностроителтного и металлургического комплексов, а также широко используются в учебном процессе при подготовке специалистов по ряду специальностей.

Результаты диссертационной работы отражены в испытавшем уже второе переиздание учебнике "Физическое металловедение", который широко используется в учебном процессе.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Анализ процессов, протекающих при термообработке по различным режимам, которые приводят к созданию ДФМС, сводятся к следующему.

При нагреве в межкритический интервал температур:

- образованию, преимущественно из перлита (П), первых порций аустенита (А), обогащенному по углероду;

- возрастанию концентрации углерода в нераспавшемся аустените в ходе выделения при охлаждении избыточного феррита (Ф).

При ступенчатой закалке:

- формированию при нагреве чуть выше Ас3 богатого по углероду аустенита из перлитных зерен;

- повышению содержания углерода в нераспавшемся аустените в процессе образования избыточного феррита при охлаждении.

Следовательно, суть процессов, протекающих в сталях при обеих схемах термообработки, по существу, одни и те же, что позволяет сформулировать основные моменты, ответственные за создание ДФМС:

- прецизионное использование фазовых превращений по схеме:

Ф + П (нагрев)* А (охлаждение) Ф + М(Б);

- дозированное формирование при нагреве аустенита с повышенным содержанием углерода в отдельных микрообъёмах;

- дальнейшее обогащение углеродом нераспавшегося аустенита в ходе выделения избыточного феррита, что обеспечивает аустениту высокую' устойчивость при охлаждении.

Таким образом, основным условием создания ДФМС, регулирования их структуры и механических свойств является целенаправленное образование аустенита; обогащенного до заданного уровня углеродом, что обеспечивает при охлаждении с необходимой скоростью формирование оптимального' количества мартенсита (бейнита) с определенным содержанием углерода (твердостью).

Закалка из МКИ имеет на сегодняшний день наибольшее применение для малоуглеродистых низколегированных сталей, используемых в качестве листового материала для холодного формоизменения [3,32,, 172-174] или горячекатаного сортового проката для строительства [173,174,177], с целью создания гетерофазной структуры. Однако области применения закалки из МКИ, как эффективного способа измельчения структуры сталей, легко сочетающегося с другими операциями пластической или термической обработок, значительно шире и непрерывно увеличиваются.

Исходя из этого, в данном разделе описываются различные перспективные направления использования закалки из МКИ для получения гетерофазного состояния сталей или измельчения их структуры.

Перспективные направления использования сталей с гетерофазной структурой

Комплекс механических свойств ДФМС позволяет использовать их при изготовлении деталей сложной конфигурации методами холодного формоизменения: высадкой, штамповкой, прокаткой и т.д. Свойства в готовом изделии формируются последовательно в процессе таких операций, как ускоренное охлаждение из МКИ с целью формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры; пластическая деформация, обеспечивающая необходимую геометрию изделия и упрочнение материала; низкотемпературный нагрев, при котором сочетается деформационное старение с сушкой антикоррозионных лакокрасочных покрытий и обеспечивается дополнительное повышение прочности и жесткости готового изделия.

Сочетание высоких значений пластичности и скорости деформационного упрочнения' достигается в ДФМС, содержащих 15-25% упрочняющей структурной составляющей.

Повышенная склонность ДФМС к деформационному упрочнению приводит к раннему выходу прочности на практически неизменный уровень. Так, за первые 10% деформации достигается ~ 90% прочности, от максимально достигаемой в феррито-мартенситных сталях за счет деформационного упрочнения.

Кроме того, опережающий рост предела текучести по сравнению с временным сопротивлением обеспечивает увеличение жесткости готовой детали с ростом степени пластической деформации, необходимой для ее изготовления.

Значения механических характеристик исследованных двухфазных сталей после пластической деформации на 10% приведены в табл. 1.

1. Голованенко С. А. Двухфазные низколегированные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн. М. : Металлургия, 1986. - 206 с.

2. Бронфин Б. М. Деформационное упрочнение и пластичность сталей с феррито-мартенситной структурой / Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн,

3. B.П. Швейкин // Изв. АН СССР. Металлы. 1987. - № 1. - С. 127-133.

4. Пышминцев И.Ю. Упрочнение листовых сталей для холодного формоизменения / И.Ю. Пышминцев. — Екатеринбург : Изд-во АМБ, 2004. —160 с.

5. Грачёв С.В. Физическое металловедение : учеб. для вузов / Грачёв С.В, Бараз В.Р., Богатов А.А. , Швейкин В.П.— Изд. 2-е, доп. и испр. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2009. 547 с.

6. Металловедение. Сталь : справ, изд. : в 2 т. Т. 2 : пер. с нем. / под ред.

7. C.Б. Масленникова. М. : Металлургия, 1995. - 447 с.

8. Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большогодиаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали / Морозов Ю.Д. и др. // Металлург. 2008. - № 1. - С.41-46.

9. Coldren А.Р. Using ССТ diagrams to optimize the composition of an as-rolleddual-phase steel / A.P. Coldren, G.T. Eldis // J. of Metals. 1980. - V. 32. -№ 3. - P. 43-48.

10. Попова Л.Е. Диаграммы превращения аустенита в сталях и сплавах бетатитана : справочник термиста / Л.Е. Попова, А.А. Попов. — 3-е изд., пе-рераб. и доп. М.: Металлургия, 1991. — 503 с.

11. Marder A.R. The effect of hest treatment on the properties and structure of molubdenum and vanadium dual-phasesteels / A.R. Marder // Met. Trans. — 1981.-V. 12A, № 9. — P. 1569-1572.

12. Гольдштейн М.И. Дисперсионное твердение сталей / М.И. Гольдштейн, В.М.Фарбер. М. : Металлургия, 1979. - 202 с.

13. Швейкин В.П. Кинетика распада переохлажденного аустенита, сформировавшегося в межкритическом интервале температур / В.П. Швейкин,

14. В.А. Хотинов, В.М. Фарбер // Физика металлов и металловедение. -2007.-Т. 104,№5.-С. 510-516.

15. Голованенко С.А. Конструкционные двухфазные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. 1983. - Т. 17. - С. 64-120.

16. Balliger N.K. Work Hardening of dual-phase steels / N.K. Balliger, T. Gladman//Metall Science. 1981.-V. 15, №3.-P. 95-108.

17. Agren J. Computer simulations of the austenite-ferrite diffusional transformations in low alloyed steels / J. Agren // Acta Metallurgica. 1982. - № 4. - P. 841-851.

18. Speich G.R. Formation of austenite during intercritical annealing of dual-phasesteels / Speich G.R., Demarest V., Miller R.L. // Met. Trans. 1981. -V. 12A, № 8. - P. 1419-1427.

19. Sharma R.C. Prediction of martensite volum fraction in many component steel mith dual-phase structure / Sharma R.C., Singh K. // Metallkunde. 1985. -V. 76, №4.-P. 257-263.

20. Смирнов М.А. Основы термической обработки стали : учеб. пособие/ Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Екатеринбург : УрО РАН, 1999. - 495 с.

21. Гудремон Э. Специальные стали : Т. 1 : пер. с нем. / Э. Гудремон ; под ред. А.С. Займовского, М.Л. Бернштейна. М. : Гос. науч.-техн. изд-во по,черной и цветной металлургии, 1959. - 952 с.

22. Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали / Курдюмов Г.В., Утевский

23. Л.Н., Энтин Р.И. -М. : Наука, 1977.-238 с.

24. Влияние скорости охлаждения из межкритического интервала температурна микроструктуру и свойства низколегированных сталей / Б.М. Бронфин и др. // Изв. АН СССР. Металлы. 1985. -№ 6. - С. 61-68.

25. Бронфин Б.М. Свойства низколегированной стали с мартенсито-ферритной структурой / Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И., Емельянов А.А. / Металловедение и термическая обработка металлов. — 1983. — №3.-С. 59-62.

26. Формирование структуры двухфазных сталей и их свойства / Л.И. Когани др. // Физика металлов и металловедение. — 1983. — Т. 56, № . 5. — С. 962-970.

27. Тушинский Л.И. Структура перлита и конструктивная прочность стали /

28. Тушинский Л.И., Батаев А.А., Тихомирова Л.Б. — Новосибирск : Наука, 1993.-280 с.

29. Сопротивление хрупкому и вязкому разрушению стали с феррито-мартенситной структурой / Б.М. Бронфин и др. // Изв. АН СССР. Металлы. 1984.-№ l.-c. 107-111.

30. Марковец М.П. Определение механических свойств металлов по твердости / М.П. Марковец. — М.: Машиностроение, 1979. 191 с.

31. Рост усталостных трещин в двухфазной феррито-мартенситной стали / А.Н. Ткач и др. // Физ.-хим. механика материалов. 1984. — № 5. — С. 45-51.

32. Симонов Ю.'Н. Трещиностойкость малоуглеродистых сталей с феррито-мартенситной структурой / Ю.Н. Симонов, М.Н. Георгиев, М.А. Кареева, Н.Я. Межов // Физика металлов и металловедение. — 1987. — Т. 63, № 5. — С. 57-63. '

33. Rao B.V.N. Direkt observation of Deformation-Induced Retained Austenite Transformation in a Vanadium-Containing Dual-Phase Steel / Rao B.V.N., Rashid M.S. // Materials Characterization. 1997. - V. 39, i. 2-5, № 11. - P. 435-453.

34. Сторожева JT. M. Исследование процесса закалочного старения малоуглеродистых феррито-мартенситных сталей / Сторожева Л. М., Фонштейн Н.М. // Физика металлов и металловедение. 1984. - Т. 57, № 1. — С. 102107.

35. Структура и свойства автолистовой стали / В.Л. Пилюшенко и др.. — М. :1. Металлургия, 1996. 164 с.

36. Ниобийсодержащие низколегированные стали / Ф. Хайстеркамп и др.

37. М. : Интермет Инжиниринг, 1999. 94 с.

38. Матросов Ю.И. Влияние деформации на распад аустенита низколегированных строительных сталей / Матросов Ю.И., Филимонов В.Н., Голо-ваненко С.А. // Изв. вузов. Черная металлургия. — 1981. — № 7. — С. 99103.

39. Матросов Ю.И. Разработка и технологический процесс производства трубных сталей в XXI веке / Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Болотов А.С. // Сталь. 2001. - № 4. - С. 58-63

40. Голованенко С.А. Новый класс материалов — феррито-мартенситные стали высокой штампуемости / Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. // Сталь. 1980. - № 7. - С. 615-620.

41. Коо I.Y. On the Low of Mixtures in Dual-Phase Steels / Koo I.Y., Young M.I.,

42. Thomas G. // Met. Trans. 1980. - V. 11 A, № 5. - P. 852-854.

43. Получение двухфазных низколегированных сталей с повышенной пластичностью путем термической обработки / С.А., Голованенко др. // Сталь. 1981. - № 9. - С. 65-70.

44. Борцов А.Н. О влиянии концентрации углерода на механические свойстванизколегированных феррито-мартенситных сталей / Борцов А.Н., Фонштейн Н.М. // Физика металлов и металловедение. — 1984. Т. 57, № 4. -С. 782-787.

45. Борцов А.Н. Влияние холодной деформации и низкотемпературного отпуска на механические свойства двухфазных феррито-мартенситных сталей / Борцов А.Н., Фонштейн Н.М. //Физ.-хим. механика материалов. 1984.-№2.-С. 56-61.

46. Bhadeshis H.K.D.H. Analysis of mechanical properties and microstructure ofhigh silicon dual-phase steel / Bhadeshis H.K.D.H., Edmonds D.V. // Metal. Science. 1980. - № 2. - P. 41-49.

47. Соколов K.H. Технология термической обработки и проектирование термических цехов : учебник / Соколов К.Н., Коротич И.К. — М. : Металлургия, 1988. 384 с.

48. Фарбер В.М. Пути повышения конструктивной прочности труб. Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. / В:М. Фарбер. Екатеринбург : УГТУ-УПИ. - 2004. - С. 390-394.

49. Le Pera F.S. Improved etching technique to Dmphasize martensite and bainitein high-strength dual-phase steel / Le Pera F.S. // J. of Metals. 1980. - V. 32, №3.-P. 38-39.%

50. Гуляев А.П. Металловедение : учеб. для вузов / А.П. Гуляев. -6-е изд. —

51. М.: Металлургия, 1986. 544 с.

52. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография / С.А. Салтыков. М. :1. Металлургия, 1970. 376 с.

53. Чернявский К.С. Стереология в металловедении / К.С. Чернявский. М. :1. Металлургия, 1977. 280 с.

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

55. Davies R.G. Influence of Martenside Composition and Content on the Properties of Dual-Phase Steels / R.G. Davies // Met. Trans. 1978. - V. 9A, № 5. -P. 671-679.

56. Изотов В.И. Классификация мартенситных структур в сплавах железа / Изотов В.И., Хандарев Н.И. // Физика металлов и металловедение. — 1972.-Т. 34, № 1.-С. 123-132.

57. Попов А.А. Теория превращений в твердом состоянии : учеб. пособие длявузов / А.А. Попов. Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. - 168 с.

58. Счастливцев В.М. Электронномикроскопическое исследование структурымартенсита конструкционных сталей / В.М. Счастливцев // Физика металлов и металловедение. — 1974. Т. 38, № 4. — С. 793-802.

59. Бабич В.К. Деформационное старение стали / Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. — М. : Металлургия, 1972. — 320 с.

60. Криштал М.А. Внутреннее трение в металлах и сплавах / Криштал М.А.,

61. Пигузов Ю.В., Головин С.А. М. : Металлургия, 1964. - 245 с.

62. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагревестали в межкритическом интервале температур / Чащухина Т.И. и др. // Физика металлов и металловедение. — 1999. — Т.87, № 11. — С. 69-73.

63. Сагарадзе В.В. Диффузионные превращения в сталях при холодной деформации // Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. - № 9. - С. 9-27.

64. Контролируемая прокатка с импульсным охлаждением насосно-компрессорных труб / В.М. Янковский и др. // Сталь. — 1995. № 5. — С. 7-10.

65. Лившиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов / Лившиц Б.Г., Крапошкин B.C., Линецкий Я.Л. М. : Металлургия, 1980. - 318 с.

66. Navara Е. On the mechanism of austenite formation during inter and sub critical annealing of a C-Mn steel' / Navara E., Harrysson R. // Scripts Metallurgies 1984. -V. 18, № 3: - P. 605-610.

67. KJm N. Effects of morphology the mechanical behavior of a dual-phase Fe/2

68. Si/0,1 С steel / Kim N., Thomas G. // Met. Trans. 1981. - V. 12A, № 3. -P. 483-489.

69. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия / Я.С. Уманский и др.. — М. : Металлургия, 1982. — 632 с.

70. Эфрон Л.И. Формирование структуры и механических свойств конструкционных сталей при термической обработке в потоке прокатного стана / ЛИ. Эфрон//Сталь. 1995.-№ 8.С. 57-84.

71. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ : учеб. пособие для вузов / Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. — 4-е изд., доп. и перераб. М. : МИСИС, 2002. - 360 с.

72. Фарбер В.М. Классификация процессов релаксации напряжений и их проявление на различных стадиях пластической деформации металлов / Фарбер В.М., Селиванова О.В. // Металлы. 2001. -№ 1. - С. 110-115.

73. Счастливцев В.М. Структура термически обработанной стали / Счастливцев В.М.,.Мирзаев Д.А., Яковлева И.П. М. : Металлургия, 1994. -288 с.

74. Фарбер BiM: Превращение переохлажденного аустенита / В.М. Фарбер //

75. Физика металлов и металловедение. 1993. - Т. 76, № 2. — С. 35-40;

76. Матросов Ю.И. Контролируемая прокатка — многостадийный процесс . ТМО низколегированных сталей / Ю.И. Матросов // Сталь. — 1987. —7.-С. 75-78.

77. Гуляев А.П. Металловедение : учеб. для вузов / А.П. Гуляев. 6-е изд. —

78. М. : Металлургия, 1986. 544 с.

79. Новиков И.И. Теория термической, обработки металлов : учеб. для вузов /

80. И.И. Новиков; 4-е изд. — М. : Металлургия; 1986. - 480 с.

81. Влияние высокого давления на кинетику образования реечного (пакетного) мартенсита / В1И: Изотов и ,др.; // Физика металлов и металловедение. -1983, Т. 55, № 4. - С. 711-716.

82. Башнин Ю.А. Технология термической- обработки : учебник / Башнин Ю^А., Ушаков Б.К., Секей А.Г. М. : Металлургия, 1986. - 422 с.

83. Технология термической обработки стали М.И. Бернтейна (Лейпциг, 1976). : пер. с нем. М. : Металлургия, 1981. - 608 с.

84. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей / Ф.Б. Пикеринг. М. : Металлургия, 1982. — 182 с.

85. Stevenson R. High Strength low carbon sheet steel by Thermomechanical treatment / Stevenson R., Beiley D.I., Thomas G. // Met. Trans. 1979. -V. 2,№ l.-P. 57-62.

86. Chen Q. Contribution to the Deformation Characteristics of Dual-Phase Steels /

87. Chen Q., Kaspar R., Pawelski O. // Metallkunde. 1985. - № 5. - P. 348-352.

88. Speich G.R. Tempering of Mn and Mn-Si-V Dual-Phase Steels / Speich G.R.,

89. Schwoeble A.J., Huffman G.P. // Metallurgical Transactions. — 1983. -V. 24A, № 6. P. 1079-1082.

90. Wycliffe P. Microanalysis of dual-phase steels / P. Wycliffe // Scripts Metallurgical. 1984. - V. 18, № 4. - P. 327-332.

91. Korzekwa D.A. Aging susceptibility of retaind and epitaxial ferrite in dual-phase steels / Korzekwa D.A., Matlok D.K., Krauss G. // Met. Trans. -1982.-V. 13A, № 11.-P. 2061-2064.

92. Byun Y.S. Yielding and Strain Aging Behaviours of an Fe 0,07 С 1,6 Mn Dual-Phase Steel / Byun Y.S., Kim I.S:, Kim S.J. // Transactions ISIJ. -1984.-№24.-P. 372-378.

93. Lewson R.D. An etching technique for microalloyed dual-phase steels / Lewson R.D., Metlock D.K., Krause G. // Metallography. 1980. - V. 13, № 1. -P. 71-87.

94. Hansson A. The influence of annealing procedure on the mechanical propertiesof a C-Mn and C-Mn-V dual-phase steels / Hansson A., Lagneborg R., Me-lander A. // Scandinavian Journal of Metallurgy. 1983. - V. 12, № 4. -P. 177-183.

95. Кристиан.Дж. Теория превращений в металлах и сплавах : Ч.' 1. Термодинамика и общая кинетическая теория / Дж. Кристиан. — М. : Мир, 1978. — 806 с.

96. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах / Б.С. Бокштейн. — М. : Металлургия,1978.-248 с.

97. Литвинов B.C. Ядерная Гамма-резонансная спектроскопия / Литвинов

98. B.C., Каракишев С.Д., Овчинников В.В. М. : Металлургия, 1982. -143 с.

99. Devies R.G. The Mechanical Properties of Zero-Carbon Ferrite-Plus-Martensite Structures / R.G. Devies // Met. Trans. 1978. - V. 9A, № 3. -P. 451-455.

100. Штремель M.A. Прочность сплавов : Ч. 1. Дефекты решетки / М.А. Штремель. -М. : МИСИС, 1999. 384 с.

101. Sachdev F.R. Dynamic strain aging of various steels / F.R. Sachdev // Met. Trans. 1982. - V. 13A, № 10. - P. 1793-1797.

102. Термомеханическая обработка в производстве насосно-компрессорных труб / М.А. Выбойщик и др. // Технология металлов. 2002. — № 11.—1. C. 9-15.

103. Горицкий В.М. Структура и усталостное разрушение металлов / Гориц-кий В.М., Терентьев В.Ф. М. : Металлургия, 1980. - 208 с.

104. Гольдштейн М.И. Специальные стали / Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. М. : МИСИС, 1999. - 408 с.

105. Штремель М.А. Прочность сплавов : Ч. 2. Деформация / М.А. Штремель. М. : МИСИС, 1997. - 527 с.

106. Пластичность и разрушение / Колмогоров В.Л. и др.. М. : Наука,1978.-208 с.

107. Asby M.F. The hardening of metals by non deforming particles / M.F. Asby //

108. Metallkunde. 1964. - Bd. 55, № 1. - P. 5-17.

109. Brown L.M. Back-stress, image stresses and work hardening / L.M. Brown //

110. Acta. Met. 1973. -V. 21, № 7. - P. 879-885.

111. Sarosiek A.M. On the importance of extrinsic transformation accommodation hardening in dual-phase steels / Sarosiek A.M., Owen W.S. // Copuright. — 1983.-V. 17, №2.-P. 227-231.

112. Fishmeister H. Plasticity of two-phase materials with a coarse microstructure /

113. Fishmeister H., Karlsson B. // Metallkunde. 1977. - V. 68, № 5. - P. 311328.

114. De Meyer M. The influence of substitution of Si by A1 on the properties of coldrolled C-Mn-Si steels / Meyer M. De, Vanderschueren D., Cooman B.C. De // ISIY. 1998. - № 8. -P.813-822.

115. Mileiko S.T. The tensile strength and ductility of continuous fibro composites /

116. S.T. Mileiko // Materials Science. 1969. - № 4. - P. 974-977.

117. Tensile Deformation of Two-Ductile-Phase Alloys: Flow Curves of a-y Fe-Cr

118. Ni Alloys / Y. Tomota et al. // Materials Scienct and Engineering. — 1976. -№24.-P. 85-94.

119. Гольдштейн М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов / Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. М. : Металлургия, 1986. - 312 с.

120. Tomota Y. Mechanical Behaviors of Steels Consisting of Two Ductile Phases / Tomota Y., Tamura I. // Transactions ISIJ. 1982. - № 22. - P. 665-677.

121. Тушинский Л.И. Структурная теория конструктивной прочности материалов / Л.И. Тушинский. Новосибирск : Изд-во НГТУ, 2004. - 400 с.

122. Sarosiek A.M. Owen importance of the heterogeneity of the deformation in the ferrite phase of a dual-phase steel / Sarosiek A.M., Grujicic M. // Script a Metallurgic. 1984. - V. 18, № 4. - P. 353-356.

123. Ostrom P. Deformation models for two phase materials / P. Ostrom // Met. Trans. 1981. - V. 12A, № 2. - P. 355-357.

124. Pristner R. On the initial yielding in dual-phase steel / Pristner R., Aw CJ. // Scripta Metallurgies 1984. - V. 18, № 2. - P. 133-136.

125. Szewozyk A.F. A Study of the Relation Deformation and Fracture of a Dual-phase Steel / Szewozyk A.F., Gurland J.'// Met. Trans. 1982. - V. 13a; 10:-P. 1821-1826.

126. Дель Г.Д. Определение напряжений в пластической'области по распределению твердости / Г.Д. Дель. — М.: Машиностроение, 1971. 199 с.

127. Reuben R.D. On the Tensile Deformation Behavior of Dual-Phase Steels / Reuben R.D., Raker T.N. // Materials Science and Engineering. 1984. - № 63.-P. 229-238.

128. Masue H. Astudy of the Relation between Distribution of Grain Diameters and Flow Stresa in Mild Steel / Masue H., Takechi H. // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1976. - V. 16, № 1. - P. 20-27.

129. Risk A. Dislocation density contribution to strength of Dual-Phase Steels / Risk A., Bourell D.L. // Scripts Metallurgic. 1982. - V. 16, № 12. - P. 375381.

130. Саррак В.И. Остаточные внутренние напряжения и рассеяние энергии / Саррак В.И., Суворова С.О. // Внутреннее трение в металлах, полупроводниках, диэлектриках и ферромагнетиках. М. : Наука, 1978. - С. 7580.

131. Оптимизация химического состава стали для труб группы прочности «Д» / Е.С. Черных и др. // Сталь. 2008. - № 5. - С. 87-89.

132. Rascid M.S. Dual Phase Steels / M.S. Rascid //Ann. Rev. Mater. Sci. 1981. -№ 11.-P. 246-266.

133. Трефилов В.И. Физические основы прочности тугоплавких металлов / Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. — Киев : Наука думка, 1975.-315 с.

134. Влияние состава и режимов проката на механические свойства труб из среднеуглеродистых низколегированных сталей / П.Ю. Горожанин и др. // Производство проката. — 2005. № 12. - С. 27-31.

135. Смирнов М.А. Высокотемпературная термомеханическая обработка и хрупкость сталей и сплавов / Смирнов М.А., Петрова С.Н., Смирнов JI.B. -М. : Наука, 1991.-167 с.

136. Проблемы совмещения горячей деформации и термической обработки стали / А.А. Баранов и др.. М. : Металлургия, 1985. — 128 с.

137. Lenzillotto С.А. Structure-property relationships in dual-phase steels / Lenzil-lotto C.A., Pickering F.B. // Metal Science. 1982. - V. 16, № 8. - P. 371382.

138. Ashbu M.F. The deformation of plastically non-homogeneous materials / M.F. Ashbu // Phil. Mag. 1970. - V. 21, № 170. - P. 399-424.

139. Kanetake N. Analitical study on deformation behavior of metal matrix composites / Kanetake N., Ohira Hiroshi // Material Processing Technology. -1990.-V. 24.-P. 281-289.

140. Germong G. A Theory for the mechanical properties of metal—matrix composites at ultimate loading / Germong G., Thompson R. B. // Met. Trans. -1973. V. 4, № 3. - P. 863-873,

141. Определение оптимальной технологии изготовления труб нефтяного сортамента групп прочности «К», «Е» в линии ТПА / Ю.В. Бодров и др. // Неделя металлов в Москве 12-16 ноября 2007 : сб. тр. конф. М., 2007.-С. 310-312.

142. Delince М. Separation* of size-dependent strengthening contributions in finegrained Dual Phase steels by nanoindentation / M. Delince, P.I. Jacques, T. Pardoen // ActaMaterialia. -2006. V. 54. - P. 3395-3404.

143. Матюнин В.М. Оперативная диагностика механических свойств конструкционных материалов: пособие для научных и инженерно-технических работников / В.М. Матюнин. — М. : МЭИ, 2006. — 216 с.

144. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей : справочник / под ред. JI.M. Бернштейна. М. : Металлургия, 1989. — 544 с.

145. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и.сплавов / С.С. Горелик. — М. : Металлургия, 1978. — 568 с.

146. Физическое металловедение : Т. 2 / под ред. Р.У. Канна; П. Хаазена. — М. : Металлургия; 1987. 639 с.

147. Булычев С.И. Испытание материалов непрерывным вдавливанием индентора / Булычев С.И., Алехин В.П. — М. : Машиностроение, 1990. — 224 с.

148. Гудков Ф.Ф. Методы измерения твердости металлов и сплавов / Гудков Ф.Ф., Славский Ю.И. М. : Металлургия, 1982. - 223 с.

149. Семин A.M. Определение механических свойств металлов по характеристикам твердости / A.M. Семин. — М. : Изд-во Соврем, гуманит. ун-та, 2000.-283 с.

150. Колмаков А.Г. Методы измерения твердости / Колмаков А.Г., Терентьев В.Ф., Бакиров М.Б. -М. : Интермет инжиниринг, 2000. 150 с.

151. Bogatov A. Physical simulation of the ductile damage under the metal forming / Bogatov A., Shveikin V., Rezer A. // The 6th international ESAFORM Conference on Material Forming. Salermo, 2003. — P. 723-726.

152. Марченко JI.Г. Основы высокотемпературной термомеханической обработки труб / Марченко Л.Г., Жукова С.Ю., Богатов А.А., Швейкин В.П. // Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. - С. 395-403.

153. Швейкин В.П. Микроструктура и фазовый состав низкоуглеродистых сталей после нагрева в межкритический интервал температур / Швейкин В.П., Хотинов В.А., Фарбер В.М. // Изв. Вузов. Черная Металлургия. -№6.-2008.-С. 39-43.

154. Смирнов С.В. Деформируемость молибдена при изготовлении тонкостенных труб / Смирнов С.В., Нестеренко А.В., Швейкин В.П. // Металлы. 2008. -№ 5. - С. 80-89.

155. Оценка деформационного упрочнения по данным микротвердости / В.П. Швейкин и др. // Механика микронеоднородных материалов и разрушение : тез. докл. Пятой Всерос. конф. — Екатеринбург, 2008. — С. 183.

156. Швейкин В.П. Деформационные характеристики низкоуглеродистых сталей с гетерогенной структурой / В.П. Швейкин // Производство проката. 2009. - № 5: - С. 2-5.

157. Бакиров Н.Б. Математическое моделирование процесса вдавливания сферы в упругопластическое полупространство / Бакиров Н.Б., Зайцев

158. М.А., Фролов И.В. // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. —2001.-Т. 67, № 1.-С. 37-47.

159. Дрозд М.С. Инженерные расчеты упруго-пластической контактной деформации / Дрозд М.С., Матлин М.М., Сидякин Ю.И. М. : Машиностроение, 1986. - 224 с.

160. Конева Н.А. Физическая природа стадийности пластической деформации / Конева Н.А., Козлов Э.В. // Известия вузов. Физика 1990. — № 2. -С. 89-106.

161. Сорокин В.Г., Гервасьев М.А. Изучение комплекса механических свойств хладостойких малоперлитных сталей // Прогрессивные методы поверхностного и объемного упрочнения ответственных деталей машиностроения: сб. науч. Тр. ЦНИИТЯЖМАШ. М.: 1992. - С. 18-24.

162. Богатов А.А. Ресурс пластичности при обработке металлов давлением / Богатов А.А., Мижирицкий О.И., Смирнов С.В. — М.: Металлургия, 1983. -144 с.

163. Колмогоров B.JI. Механика обработки металлов давлением / В.Л. Колмогоров. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2001. 375 с.

164. Богатов А.А. Механические свойства и модели разрушения металлов : учеб. пособие для вузов / А.А. Богатов. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ,2002.-329 с.

165. Гервасьев М.А., Воробьева И.П. Экономно-легированные стали повышенной хладостойкости для крупных заготовок / М.А. Гервасьев, И.П. Воробьева // Сталь, 1996. № 6. - С. 15-18.

166. Hal 1 Е. О. // Proc. Physe. Soc. Series В. 1951. - V. 64. - P. 747.

167. Металлография железа : Т. 1. Основы металлографии (с атласом микрофотографий) : пер. с англ. / под ред. Ф.Н. Тавадзе. М. : Металлургия, 1972.-С. 246.

168. Petch Н. J. J. // Iron Steel Inst. 1953. - V. 174. - P. 25.

169. Fleischer R. L. The relation Between the Structure and Mechanical Properties of Metals / Fleischer R. L., Hibberd W. R. // HMSO. 1963. - P. 261.

170. Ботвина JI.P. Кинетика разрушения конструкционных материалов / Л.Р. Ботвина. М. : Наука, 1989. - 230 с.

171. Brule A. Problem de L'inclusion heterogene viscoplastique 23 erne colloq. annu. Groupe france. Rheol / Brule Annick et al. //Endommagement et rheol. Solides : Bordeaux, oct. 1988. -Bordcaus, 1988. -V. 1. P. 1-23.

172. Weng G. J. The overall elastoplastic stress-strain relations of dual-phase metals / G. J. Weng // J. Mechanics and Physics of Solids. 1990. - V. 38, № 3. -P. 419-441.

173. Ogasawara N. Measuring the plastic properties of bulk materials by single indentation test / N. Ogasawara, Chiba N., Chen X. // Scripta materialia. 2006. -V. 54.-P. 65-70.

174. Термомеханическая обработка труб из малоуглеродистых низколегированных сталей / Л.Г. Марченко и др. // Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. С. 404-406.

175. Bouquerel J. Mikrostructure-based model for the static mechanical behaviour of multiphase steels / Bouquerel J., Verbtken K., De Cooman B.C. // Acta Materialia. 2006. - V. 54. - P. 1443-1456.

176. Пышминцев И.Ю. Пластичность стали и её характеристики / Пышмин-цев И.Ю., Пумпянский Д.А., Фарбер В.М. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. - № 11. - С. 20-27.

177. Херцберг Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов / Р.В. Херцберг. М. : Металлургия, 1989. - 576 с.

178. Gurland J. An approximate method for the estimate of the contribution of load transfer to the internal stress in dispersed particles / Gurland J. // Scripta Met. 1979. - V. 13, № 7. - P. 967-969.

179. Sarosiek A.M. The work Hardening of Dual-phase Steels at Small Plastic Strains / Sarosiek A.M., Owen W.S. // Mater. Sci. and Eng. 1984. - V. 66. -P. 13-34.

180. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов : Ч. 1. Деформация и разрушение / Я.Б. Фридман. М. : Машиностроение, 1974. - 472 с.

181. Хирт Д. Теория дислокаций : пер. с англ. / Хирт Д., Лоте И. М. : Атом-издат, 1972.-600 с.

182. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов : пер. с англ. / Р. Хоникомб. М. : Мир, 1972. - 408 с.

183. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов / В:В. Рыбин. -М. : Металлургия, 1986. 244 с.

184. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики / В.Е. Панин // Физическая мезомеханика. 1998. — Т. 1. — С. 5-22.

185. Ugowitzer P. Plastizitat van ferritisch rnartensitischen / Ugowitzer P., Stuwe H. P. // Zweiphastanlen, Metallkunde. - 1982. - V, 73, № 5. - P. 277285.

186. Влияние отпуска на деформацию и разрушение малоуглеродистых легированных мартенсито-бейнитных сталей / А.А. Емельянов и др. // Физика металлов и металловедение. 1994. - Т.77, № 1. — С. 155-160.

187. Скороходов В.Н. Строительная сталь / Скороходов В.Н., Одесский П.Д., Рудченко А.В. М. : Металлургиздат, 2002. — 624 с.,

188. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. / О.Н. Романив. — М.: Металлургия, 1979. — 176 с.

189. Макклинток Ф. Деформация и разрушение материалов : пер. с англ. / Макклинток Ф., Аргон А. М. : Мир, 1970. - 443 с.

190. Лякишев Н.П. Некоторые новые конструкционные материалы, способы их производства и обработки / Н.П. Лякишев // Изв. АН СССР. Металлы. -1987.-№5.-С. 15-25.

191. Щербединский Н.П. Повышение уровня прочности углеродистой стали массового назначения как резерв экономии металла / Н.П. Щербединский // Сталь. 1989. - № 1. - С. 80-82

192. Деформационно-термическая обработка проката из малоуглеродистой стали в межкритическом интервале температур / И.Г. Узлов и др. // Металлургическая и горнорудная промышленность. 1998. — № 2. — С. 5558.

193. Бронфин Б.М. Прочность и пластичность двухфазных феррито-мартенситных сталей / Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И., Шифман А.З., Швейкин В.П.' // Физика металлов и металловедение. — 1983.- Т. 56, № 1. -С. 179-185.

194. Compositional analysis of dual phase steel by transmission electron microscopy / J. Koo, M. Radhavan, M. Tomas // Metallurgical Transactions. — 1980. -V. 11A.-P. 351-355

195. Ray R.K. Tensile Fracture of a,Dual-Phase^Steel / R.K. Ray // Scripts Metallurgies 1984. - V. 18,№ 11.-P. 1205-1209.

196. Пат. 2096495 Российской Федерации. Способ термической обработки труб / Гальченко Е.Н., Тетюева Т.В., Медведев А.П. и др. ; заявл. 15.12.1996 ; опубл. 20.11. 1997, Открытия. Изобретения. № 32

197. Бронфин Б.М. Субструктурное, упрочнение двухфазных феррито-мартенситных сталей / Бронфин Б.Мц Емельянов А.А., Швейкин В.П. // Субструктурное упрочнение металлов и дифракционные методы исследования. Киев : Наукова Думка, 1985. —С. 133-135.

198. Wasen J. The influence of prestrain and ageing on fatigue crack growth in a Dual-Phase Steel / Wasen J., Hamberg K., Karlsson B. // Scripta Metallurgica. 1984. - V. 18, № 3. - P. 621-624.

199. Pietrowski R. Fatigue Propertiesof Reni trOgenized and Dual-Phase Steels / Pietrowski R., Gasse W.F., Kenny W.D. // SAE Technical Paper Series. -1983. -№ 2. P. 1-11.

200. Марченко Л.Г. Термомеханическое упрочнение труб / Марченко Л.Г., Выбойщик М.А. М. : Интермет Инжиниринг, 2006. - 204 с.

201. Cal Y.L. The dependence of some tensile and Fatigue Properties of a Dual-Phase Steel on Its Microstructure / Cal Y.L., Feng J., Owen W.S. // Met. Trans.- 1985.-V. 16A,№8.-P. 1405-1415.

202. Fatigue studies on dual-phase Low carbon steel / C.M. Wan et al. // J. of Materials science. 1981. -V. 16, № 3. - P. 2521-2526.

203. Thomota Y. On the Fatigue Strength of Steels Composed of Two Ductile Phases / Thomota Y., Tachibana N., Kuroki K. // Transactions of the Iron and' Steel Institute of Japan. 1978. - V. 18, № 5. - P. 251-260

204. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов / С. Коцаньда. — М. : Металлургия, 1990. 632 с.

205. Dutta V.B. Fatigue Crake Propagation in Dual-Phase Steels: Effects of Fer-ritic-Martensitic Microstructures on Crack Path Morphology / Dutta V.B., Su-reshS., Ritchie R.O. // Met. Trans. 1984. - V. 15A, № 6. - P. 1193-1207.

206. Suresh S. Crack growth retardation due to micro-roughness a mechanism for overload effects in fatigue / S. Suresh // Scripts Metallurgica. 1982. — V. 16, №8.-P. 925-999.

207. Мешков.Ю.Я. Физические основы,разрушения стальных конструкций / Ю.Я: Мешков. Киев ,: Наука Думка, 1981. - 240 с.

208. Medirata S.R:-Influence of ferrite-martensite microstructural morphology on the low cycle fatigue of dual-phase steel / Medirata S.R., Ramaswamy V., Rao. P.R. // Int. J. Fatigue. 1985. - V. 7, № 2. - P. 107-115.

209. Tzou J.L. Fatigue crack propagation in a dual-phase plain carbon steel / Tzou J.L., Ritchie R.O. // Scripta Metallurgies 1985. - V. 19, № 3. - P. 751-755.

210. Fatigue Thresholds / T. Kunio et al. // EMAS, Ltd. Werley U.K. 1982. -V. l.-P. 409-422.

211. Бронфин Б.М. Деформационное старение двухфазных феррито-мартенситных сталей / Бронфин Б.М., Емельянов А.А., Швейкин В.П., Шифман А.З. // Термическая обработка, структура и свойства металлов : межвузов, сб. науч. тр. — Свердловск, 1985. С. 50-55.

212. Бронфин Б.М. Устойчивость эпитаксиального феррита при отпуске малоуглеродистой низколегированной стали / Бронфин Б.М., Емельянов

213. А.А., Гольдштейн М.И., Швейкин В.П. // Физика металлов и металловедение. 1986. - Т. 62, № 2. - С. 358-361.

214. Бронфин Б.М. Перераспределение атомов при деформационном старении двухфазной феррито-мартенситной стали / Бронфин Б.М., Овчинников В.В., Швейкин В.П. и др.// Физика металлов и металловедение. — 1986.-Т. 61, №2. -С. 354-360.

215. Бронфин Б.М. Влияние типа микроструктуры на сопротивление усталости и разрушение малоуглеродистой низколегированной стали / Бронфин Б.М., Шифман А.З., Швейкин В.П. // Известия вузов. Черная металлургия. 1986. - № 10. - С. 73-77.

216. A.А., Шифман А.З., Швейкин В.П. // Новые материалы и упрочняющие технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в автостроении : тез. докл. Всесоюз. науч.-техн. конф. Тольятти, 1986.-С. 10-11.

217. Бронфин Б.М. Вязко-хрупкий переход в сталях с феррито-мартенситной структурой / Бронфин, Б.М. , Гольдштейн М.И., Голуб1 Е.И., Швейкин

218. B.П. // Изв. АН СССР. Металлы. 1987. - № 2. - С. 105-111.

219. Бронфин Б.М. Кинетика закалочного и деформационного старения стали с феррито-мартенситной структурой / Бронфин Б.М., Швейкин В.П. идр. // Физика металлов и металловедение. 1988. - Т. 5, № 2. - С. 326331.

220. Смирнов С.В. Ресурс пластичности металла при изготовлении сильфо-нов / Смирнов С.В., Тропотов А.В., Лаповок Р.Е., Швейкин В.П. // Эффективные технологические процессы листовой штамповки : тез. докл. науч.-техн. конф. -М., 1993. С. 155-163.

221. Богатов А.А. Методики определения технологических свойств металла и его отдельных структурных составляющих в условиях сложного нагружения / Богатов А.А., Смирнов С.В., Швейкин В.П. и др.// Известия ВУЗов. Цветная металлургия. 1995. - № 2. - С. 42-49.

222. Смирнов С.В. Методика определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах / Смирнов С.В., Швейкин В.П. // Физика металлов и металловедение. — 1995. — Т. 80, № l.-c. 144-151.

223. Смирнов С.В. Исследование процесса деформационного упрочнения многофазных материалов на микроуровне / Смирнов С.В., Швейкин В.П. // Физика металлов и металловедение. — 1995. Т. 80, № 1. - С. 152-159.

224. Lapovok R. Ductility Defined as Critical Local Strain / R. Lapovok, S. Smir-nov, Shveykin V. // Proceedings First Australasian Congress on Applied Mechanics. 1996.-V. l.-P. 181-185.

225. Смирнов С.В. Определение коэффициентов в функциональной зависимости сопротивления деформации по результатам вдавливания конического индентора / Смирнов С.В., Смирнов В.К., Солошенко А.Н., Швейкин В.П. // Металлы. -1998. № 6. - С. 91-94.

226. Швейкин В.П. Разработка метода исследования ранних стадий, разрушения конструкционные материалов / В.П. Швейкин // Трансфертные технологии, комплексы и оборудование в металлургии-и материаловедении. — Пермь, 1998. — Вып. 1. С. 4-6.

227. Lapovok R. Damage mechanics for the fracture prediction of metal forming tools / Lapovok R., Smirnov S., Shveykin V. // Journal of Fracture. 2000. -V. 103.-P. 111-126.