автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Однородность распадов твердых растворов и служебные свойства инструментальных сталей

0 г г; л п

1 I и и г»

На правах рукописи

2 9 ДПР ЙЗЬ

Кириллов Нигалай Борисович

однородность распадов твердых растворов и служебные свойства инстру?,е11тллы1ых сталей

Специальность 05.02.01 - материаловедение

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Санкт-Петербург, 1906

г

Робота выполнена на кафедре металловедения Санкт-Петербургского государственного технического университета.

Научный консультант:

оасл. деятель науки и техники РФ, академик АШ ГО,

догстор технических наук, профессор А.М.Паршин

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Г.Ф.Головин,

доктор технических наук, профессор И.С.Лупаков,

доктор технических наук, профессор Ю.В.Шахназаров.

Ведущее предприятие - ЦКТИ ш.И.И.Ползунова

Защита состоится < 21 > мая 1996 г. в 15 часов на заседании диссертационного совета Д063.38.22 в Санкт-Петербургском государственном техническом университете по "адресу;—185251, Санкт-Петербург, Политехническая уд., 29, СПбГГУ, учебно-лабораторный корпус, кафедра машин и технологии обработки металлов давлением).

С диссертацией можно ознакомиться в фундаментальной библиотеке СПбГТУ.

Автореферат разослан < > апреля 1995 г.

' "Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук, с.н.с. Ю.И.Егоров

чФ^г-

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Инструментальное обеспечение машиностроения вляется одним из решающих факторов, обеспечивающих надежное функцио-ирование всей технологической цепочки в целом. При относительно низ-ой себестоимости инструмента существенная доля простоев оборудования подавляющая часть технологического брака вызвана авариями и неудов-етворительным состоянием инструмента. Применение щадящих режимов экс-луатации инструмента ведет к экономическим потерям, к снижению произ-одительности труда. Поэтому задача повышения качества инструмента яв-яется весьма актуальной.

Качество инструмента, его служебные свойства зависят от многих акторов.Изучение причин преждевременного разрушения изделий указывает а весьма важное значение степени дисперсности карбидных и других вто-ичных фаз и равномерности их распределения в матрице. Для инструмен-ов, изготавливаемых из инструментальных высоколегированных стааей ле-ебуритного класса и заэвтектоидных этот факт имеет особенно важное начение, поскольку эти материалы отличаются повышенной карбидной не-днородностью. Имеется много данных,показывающих, что уменьшение парадной неоднородности тем или иным способом, создание в матрице отно-ительно правильного чередования частад карбидов или интерметаллидов, .е. образование типа микрорешетки из зтих фаз, позволяет значительно овысить эксплуатационные свойства инструмента. Применяемые на практи-е способы снижения карбидной неоднородности дают некоторый результат, о проблему преждевременного внезапного разрушения инструмента из вы-окоуглеродистых высоколегированных сталей не решает.

' Надежность работы инструмента определяется не только объемным остоянием материала, но состоянием поверхностных слоев, а часто имен-о последнее и определяет общую стойкость инструментов. Понимание провесов происходящих в поверхностном сдое инструментальных сталей при ополкительной~обработке их концентрированными потоками энергии позво-лот гарантировать надежную эксплуатацию инструментов.

В этой связи проблема комплексного подхода по выберу рационально-о легирования, микролегирования, режимов объемной и поверхностной ернической обработки для обеспечения предъявляемых к инструментальным талям требований является актуальной и определила необходимость пос-ановки для её разрешения целенаправленных исследований.

Цель я задачи работы.Целью работы являлось развитие представлений О однородном и неоднородном распадах твердых растворов высокоуглеро-истых сталей и роли однородного распределения первичных и вторичных

1

фаз в различных матрицах применительно к высоколегированным инструмен гадь ним сталям зазвтектоидным и ледебуритного класса в обеспечении вы сокого комплекса служебных свойств в связи с условиями эксплуатации.

Достижение поставленной цели осуществлялось посредством решени следующих взаимосвязанных задач: - проведение комплексных исследовали особенностей структурообразования при растворении и наделении вторич них фаз и изменения физико-механических свойств высокоуглеродистых вы сокохромистых сталей в широком интервале температурно-временных уело вий аустенитизэции и старения; - изучение влияния на протекание про цессов структурных превращений и физико-механические, и эксплуатацией ные свойства снижения содержания углерода, корректировки химическог состава и микролегирования; - выявления особенностей структурообразо валил при поверхностной термической обработке концентрированными пото ка-ми энергии, роли неоднородных неравновесных структур в обеспечени высоких эксплуатационных свойств; - применение установленных гаконо мерностей для разработки химических составов и режимов термической об работки инструментальных сталей с повышенным комплексом свойств.

Научная новизна. Развиты представления об однородном и неоднород ном распадах твердых растворов высокоуглеродистых сталей. Установлен, определяющая роль однородности распределения первичных и вторичны; карбидов в мартенситной, мартенситно-аустенитной и др. матрицах. Пока зано, что равномерность распределения и дисперсность карбидов обеспечивают более изотропное состояние твердого раствора, а это способствует повышению вязко-пластических свойств и более высокому сопротивлении хрупкому разрушению инструмента при ударных и изгибных воздействиях.

Указало, что важным структурным фактором, определяющим сопротивляемость зарождению и развитию трещин, является также объемная дилата-ция на границе раздела "формирующаяся фаза - матрица", предопределяющая появление упругоискакенных (растянутых и сжатых) областей в матрице, глубину их распространения и уровень напряжений.

Учитывая, что все рассмотренные инструментальные стали относятся к высоту глеродкетим материалам, : и наличие переменной растворшоси углерода в аустеките, следует, отметить, что имеет место развитое?! процессов карбадсюбразоЕапкя и полиморфных превращений в течение тем-пературно-временных циклов при нагреве и охлаждении. А это обусловливает важность фактора концентрационного и размерного несоответстви иежду матрицей и формируешм состоянием фазы в инкубационном период« распада, от качала аарссадения (появления сегрегатов) до потери когерентности (пояьлениа сбссобленяой фазы).- ' .

Показано, что варекдение новей избыточной фазы требует определен-

эго, иногда очень длительного Бремени для выделения этой фаза, при гсм последовательно происходят следующие процессы: появление сегрега-двумерных, а затем трехмерных образований типа зон Гинье-Престо-1-Вагаряцкого, различных промежуточных состояний, когерентной фазы, «екщей границу раздела, с последующим изменением химического состава делегированием) и последующей коагуляцией. Для рассматриваемых спла-зв эти процессы сильно выражены. Весь процесс распада можно разделить 1 три периода: дораспадный, инкубационный и коагуляцию вторичных фаз, эичем необходимо учитывать важные, иногда определяющие явления, проводящие до обособления фаз - инкубационный период распада, т.е. про-;ссы предвыделения фаз. Именно в эти моменты образуются напряжения ^соответствия, что вызывает большие искажения, определенную локальную однородность и дополнительные стопоры движущимся дислокациям. Это, в шозком, определяет и твердение сталей и сплавов.

На основе изложенной концепции, показано не только доминирующее гияние процессов, протекающих в скрытом инкубационном периоде, но и шюсть их в период обособления, делегирования и коагуляции. При атом [итываотся не только процессы дилатации, тип карбидов, расстояние ?аду ними и т.д, но и состояние матрицы, претерпевающей указанные иг.-¡нения.

Установлено, что высокая скорость нагрева и охлаждения при терми-*ской обработке концентрированными потоками энергии не приводят к ¡зникновению новых структурных составляющих. В таких случаях высоко-горостная поверхностная обработка не вызывает принципиальных исмеие-гй в механизме превращений. Зтим процессам, в основном, свойственно "раничепие временного фактора. Недостаток времени резко меняет кине-1ку превращения и их завершенность. При значительных страстях нагре-I и охлатвдения в большей мере подавляются не только процессы диффузии юментов замещения, но и элементов внедрения, в частности углерода.

Показано, что определяющей стадией скоростной закалки является юцесс нагрева, а при быстром охлаждении происходит лжаь "фиксация" »лученных при нагреве весьма неоднородных, неравновесных структур, ¡однородный мелкозернистый аустенит способствует и образованию неод-»родного мелкозернистого мартенсита при охлаждении. Это значит, что >тя сам по себе мартенсит неоднороден (даже по содержанию углерода), > он вследствие мелкозернистости имеет и мелкие фрагменты. Это обес-гчиваег квазиоднородность механических свойств и заметно повышает ¡ррозисшну» усталость.

Установлено, что наличие слаботразящейся зоны свидетельствует о !м, что размерный,фактор является определяющим, несмотря на химичес-

3

кую неоднородность, наличие большого количества остаточного аустенитг Эта вода представляет бесструктурный мартенсит (гарденит). Он наследи ет мелкозернистость и неоднородность по химическому составу аустенитг полученного в момент окончания нагрева. Ему сопутствуют остаточнь аустенит и нерастворенные карбиды.

Показано, что обеспечение равномерного однородного распада твес дого раствора приводит к более качественным (неоднородным) поверхност ным слоям при термической обработке концентрированными потоками энер гии. Это способствует предотвращению или замедлению процессов деформг ции, что затрудняет, зарождение и развитие трещин.

Практическая ценность диссертационной работы. Показано, что де£ ответным путем уменьшения карбидной неоднородности является снижем содержания углерода в высокохромистых инструментальных сталях: i 0,7-1,1 X типа XI2; до 0,55-0,85 % типа Х8' (дополнительно легированнь Мо, W,).

Установлены температурно-временные закономерности растворения выделения карбидов Ме?Сз в инструментальных сталях типа Х12 и карбиде Ме7Сз и МегзСб в сталях типа Х8 при умеренных и высоких температура Определена предельная Растворимость углерода (карбидов) в аустенит при высоких температурах и установлено положение кривой предельно растворимости. Изучены особенности структурных превращений на разлив кых стадиях распада ьысокохромистых инструментальных сталей.

Проведено комплексное целенаправленное исследование закономер ностей изменения основных критериев работоспособности инструментальнь сталрй (твердости, теплостойкости, сопротивления изгибу и удару, изнс состоикости и режущей способности) в зависимости от различного легирс вания сильными карбидообразувдими элементами при переменном содержал! углерода и легируюадах элементов с учетом различных температур закал* и режимов кратковременного и длительного отпуска.Еще раз показано, ч\ в процессе отпуска закаленных высокохромистых инструментальных стал« различных композиций в интервале температур 350-550 °С возможно npoai лекие вторичного твердения, которое связывается как с процессами обр< вования свежего мартенсита, так и о процессами предвыделения вторичш карбидов.' Этот процесс даже возможен при комнатной температуре nj длительном старении.

Показано положительное влияние дозированного микролегирования 1 Zr, Со сталей типа XI2 и Х8 на уменьшение карбидной неоднородное^ повышение ударной вязкости и деформационной способности.

Разработаны режиму термической обработки как обычных, так и рею мелованных нами инструментальных .сталей типа Х12 и Х8: режущего ш 4 '

румекта, работающего беа ударных натрусок, ¡птампоаого кнструн'.;:тг., аботающего в условиях динамического нагружения. Предложены химические эставы инструментальных сталей,защищенные свидетельствами и патентом.

Создание однородной равномерной структуры в объеме материала веет к уменьшению деформации или даже значительно снижает дефекты на ранице раздела "закаленный поверхностный слой при нагреве концентри-ованными потоками энергии - основа". Наличие вязкого изотропного одслоя обеспечивает высокое сопротивление переходной зоны зарождению развитию трещин.

Промышленное опробование режущего инструмента, прошедшего обра-отку по разработанным режимам и из новых предложенных сталей показали го более высокую в 1,30-4,68 раз стойкость и стабильность. Промышлен-ое опробование штампового инструмента из разработанных сталей показа-о его высокую стойкость и надежность, отсутствие преждевременного вы-ода из строя из-за хрупких сколов и трещин. Причина снятия с эксплуа-ации - износ. Пуансоны, изготовленные из стали Х12Ф1Ч, микролегиро-анной иттрием, показали стойкость при пробивке отверстий в 3-5 раз, уансоны из стали 70Х12ФБЦЧ для пробивки отверстий в 1,4 раза, а чека-очные пуансоны в 3,0 раза более высокую, чем стойкость такого же ин-трумеита из стали Х12Ф1, применяемой на этих предприятиях.

Результаты работы использованы в учебном процессе в СПбГТУ (курсы Основы технологии обработки металлов давлением" и "Станки и техноло-ия инструментального производства); выпущены 3 учебно-методических казания: "Металловедение и термическая обработка", ч.III, Л., 1989. .80-91; "Термическая обработка заготовок",СПб., 1994. 40 с.; "Методы оверхностного упрочнения деталей мадин и инструментов", СПб., 1995. 8 с.

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались и обсуэда-ись на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: Республ. конф. Механике-термическая обработка и субструктурное упрочнение металлов Киев, 1981 г.); Всес. иауно-техн. конф. "Прогрессивная технология и втоматизацич технологических процессов в машиностроении и приборост-оении" (Л., 1982 г.); I и 1П заседании семинара "Физико-технологи-оские проблемы поверхности металлов" (Л., 1982 и 1984 гг.); Республ. аучно-техн. конф. "Высокопроизводительные метадлосберегающие процессы бработки металлов" (Ккаинев, 1984 г.); семинаре "Легирование и свой-тва конструкционных сталей" (Киев, 1934г.); XIV и XV научно-техн. снф. молодых специалистов ПО "Невский завод" (Л., 1983 И 1984 гг.); сес. научно- техн. кемф. "Экономия металла и энергии на основе прог-■-.■:су.ш.1у. процессов термической и химико-термической обработки" (Псн-..'■•■ • 5

sà, 1984 г.); VI Всес. конф. "Теплофивига технологических процессов' (Ташкент, 1984 г.); Всес. научно-.техн. конф. "Новые материалы и технологии термической обработки металлов" (Киев, 1985 г.); Всес. научно-техн. конф. "Современные проблемы технологии машиностроения" (Москва, 1985 г.); Всес. научно-техн. конф. "Новые материалы и упрочняющий технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в автостроении" (Тольятти, 1986 г.); I и II Всес. конф.- "Действие электромагнитных полей на пластичность и прочнорть металлов и сплавов" (Юрмала, 1S87 и 1990 гг.); Всес. научно-техн. конф. "Металл и технический прогресс" (Москва, 1987 г.); Всес. научно-техн. конф. "Попышшие надежности материалов и деталей машин на основе методов термической и химико-термической обработки" (Хмельницкий, 198Е г.); Зональной конф. "Обработка материалов высококонцентрированным!! источниками энергии (Пенза, 1988 г.); I' Всес. конф. "Модификация свойств материалов пучками заряженных частиц" (Томск, 1988 г.); семинаре РДЭНТП "Структура и методы исследования легированных сталей" (Киев, 1991-г.); I Всес. семинаре "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (Обнинск, 1991 г.); МежреспуЬл. научно-теки. конф. "Прогрессивные методы получения конструкционных материалов и покрытий, повышающих долговечность деталей машин" (Волгоград, 1991 г.); Республ. научно-техн. конф. "Материалы и упрочняющее технологии -92" (Курск, 1992 г.); Всес. конф. "Прочность и живучесть конструкций" (Вологда, 1993 г.); IV и VI Межотраслевом совещании "Радиационная физика твердого тела" (Севастополь, 1933 и 1995 г.); семинарах при ДЦНТП "Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов" (Л., 1981, 1982, 1Э83, 1985, 1986 гг.), "Пути повышения стойкости штампов при горячей обработке металлов" (Д., 1984 г.), "Стали для штампов■горячего и холодного деформирования" (Л., 1988 г.), "Hosue стали и сплавы, режимы их термической обработки" (Д., 1991 и 1992 гг.), "Новое.в металлообработке-и термической обработке" (Л., 1983, 1986 и 1992 гг.); I-VI заседаниях Всес. и !.:с;кгосударств. семинара "Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов" (Псков, 1984, 1986 и 1993; Полярные Зори 1993; Петрозаводск, 1990, Белгород, 1995 гг.); российской науч-ко-теха. конф. "Инновационные наукоёмкие технологии для России" (СПб., 1SS5 г.): российской научно-техн. конф. "Перспективные технологические процессы ойработ:«! материалов" (СПб., 19&5 г.); I Междун. конф. "Науч-о- технические проблемы прогнозирования надежности и долговечности ме-талолюнетрукций и-методы их реиеккя" (СПб., 1995 г.);'. научно-техн. 6

эминарах каф."Металловедение" ЛШ-СПбГТУ (Л.- СПб., 1980 - 1995 гг.).

Публикации. По теме диссертации опубликована книга, брошюра, б? гатей в научно-технических журналах и сборниках, получено 3 авторских зидетельства и патент В5.

Структура и объем. Диссертация состоит из введения, 11 глав, ос-эвных выводов и списка использованной литературы и содержит 173 страты основного текста, 16 таблиц, 117 рисунков и 340 литературных ис-эчников.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

СУЩЕСТВУЮЩИЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О РОЖ РАВНОМЕРНОГО ОДНОРОДНОГО И ИЗБИРАТЕЛЬНОГО РАСПАДОВ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ СТАЛЕЙ

Изучение причин преждевременного разрушения изделий, а такие спе-?аяьные исследования указывают на весьма важное влияние равномерности 1спада твердых растворов на работоспособность конструкционных матерн-юв в специфических условиях эксплуатации. Равномерный однородный юпад приводит к созданию в матрице относительно правильного чередо-шия частиц карбидов или ингерметаллидов, т.е. образованию типа мик-)решетки из этих фаз. При таком распаде твердый раствор в процессе ;мпературно~временных или температурно-деформационных циклов под паузкой все время остается относительно изотропным и обеспечивает боз-жность равномерности пластической деформации. Одновременно с этим ¡еднение твердого раствора легирующими элементами (разупрочнение его) ¡легчает работу границ зерен в условиях полаучести, т.к. дает возмож-ють реализации течения внутри их. Это замедляет развитие межзереиных »вреждений во времени и обеспечивает более высокую остаточную плас-[чность при разрушении.

Равномерность распределения, первичных фаз и высокая однородность плотность зарождения вторичных фаз являются необходимым, ко не един-■венным условием, обеспечивающим ослабление повреждаемости материа->в. Другим важным структурным фактором, определяющим сопротивляемость рождению и развитию трещин, является объемная дилатация на границе здела "формирующаяся фаза - матрица", предопределяющая появление уп-гоискажеиных (растянутых и сллтых) областей в матрице, глубину их спространения и уровень лапряхений.

Креме Еывеиаложенных двух основных факторов, весьма важным явля-г.я логированкость твердого раствора, т.е. как бы его мощность, его особность сохранять во времени механические и другие свойства при ответствующих температурим и силовых условиях. При зТсм необходимо ктывать предотвращение хрупкого (или вязкого) разрушения, т.е. пре-

7

дусматривать сохранение в материале во времени необходимого запас пластичности, позволяющего осуществить релаксацию полей напряжений с скоплений дислокаций и других несовершенств, а также напряжений с структурно-фазовых превращений путем передачи деформаций в соседни объеь:, а не путем образования зародыша хрупкой трещины.

2. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЮ-ВРЕМЕННЫХ УСЛОВИЙ АУСТЕНИТИЗАЦШ НА ПРОЦЕС РАСТВОРЕНИЯ КАРБИДНЫХ ФАЗ В ВЫСОКОХРСШСТЫХ СТАЛЯХ ТИПА Х12 И ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ Основным объектом исследования являлась сталь марки Х12Ф1 разлив ных плавок катаная и кованая, а также стали марок Х12М и Х12. Основнс карбидной 'фазой в сталях рассматриваемого типа является карбид тиг Ме?Сз. Микроструктурный анализ позволяет утверждать, что в стали име ется еще незначительное количество карбидов V и Ti и карбонитридов Tj Нагрев и выдержка исследуемого материала при сравнительно низга температурах (900-1050 °С) приводит к растворению только самых мелю карбидов. При 1150 °С и выше процесс растворения карбидов интенсифиц! руется. Полностью отсутствуют карбиды в пространстве между карбид ню полосами. Значительно уменьшается их количество и в местах скогш кия. Увеличение т.емпорчтуры нагрева до 1180-1220 °С приводит к ei большему утонению карбидных полос и рассасыванию их скоплений, структуре остаются в основном наиболее крупные карбиды МеуСз, а такг и некоторое количество более мелких в местах скопления их в исходш состоянии.

Проведена оценка влияния времени выдержки при температур 1200-1220 °С путем изучения шлифов после окисления их поверхности нагретой воздушной атмосфере, замера микротвердости аустенита по те. зерна, определения параметра решетки аустенита, проведения локально: рентгеноспектрального исследования образцов на установке "Camebax Данные показывают, что только многочасовые выдержки приводят к заме1 иому выравниванию химического состава т-твердого раствора, причем э время возрастает с увеличением карбидной неоднородности в исходи состоянии.

Исследовали поведение карбидов при температурах, близких темпер туре солвдус. Так нагрев до 12® приводит в сталях с грубололосч тым строенном (балл карбидной неоднородности до 5) одновременно с и тенсивным растворением карбидной фазы к появлению жидкого раствора, первую очередь в местах скопления карбидов. При более же грубом расп ложешш карбидной фазы эта температура еще более снижается (до 1200 до ПВО °С).

Нагрев вшке 1250 °С ведет к сильной интенсификации процесса рас

ñ

орения карбидов. В теле оерна даже при выдержках 2-5 мин уже не наб-юдается остатков карбидной фазы, но зато по границам зерен образуется актически повсеместно жидкая фаза. При последующем охлаждении проис-одит выделение карбидов из жидкой фаза по границам аустенитных зерен виде сетки, что приводит к охрупчивачию стали.

В сталях с достаточно однородным и относительно равномерным кар-идным строением (балл карбидной неоднородности 1 по ГОСТ 5950-73) далось достичь более высоких температур аустенитизации без появления идкой фазы. В результате этого было получено достаточно полное раст-орение карбидов при нагреве до 1240-1245 °С.

Таким образом, исследования поведения карбидной фазы при нагреве сталях типа Х12 показали, что определяющим фактором при растворении арбидов, как и следовало ожидать, является температура. Выдержка же озволяег выравнивать химический состав твердого раствора, и 'ее мини-¡альная продолжительность зависит от исходной карбидной неоднородное-■и. Наличие однородного распределения карбидов в исходном материале ¡едет к достижению и большей интенсивности процесса растворения. Налиме скоплений карбидов приводит при аустенитизации к возникновению об-[астей концентрационной неоднородности твердого раствора. В высоколе-■ированных сталях вследствие малой скорости диффузионных процессов эти >бласти сохраняются и при значительных выдержках. В связи с тем, что ¡уравнивание концентрации за счет диффузии отстает от процесса диссо-даации, создаются'многочисленные местные градиенты концентрации.

Физико-химический анализ позволил количественно оценить процесс >асгворекия карбидов типа Ш7С3 в стали Х12Ф1 и установить температур-га-временные условия его протекания. Определена предельная раствори-юсть карбидов в аустените при 900-1240 °С (рис.1, линия АВ). Получении данные позволили утвеждать о наличии кривой предельной раствори-юсти карбидов в г-твердом растворе и установить ее положение. Положе-ше искомой кривой (при охлаждении) проверяли при 900-1200 °С по изотермическому распаду материала, - подвергнутого предварительно аустенитизации без оплавления при максимально возможных температурах. Получе-ш хоровая сходимость результатов.

Это значит, что при каждой температуре есть время, в течение ко-горого идет растворение карбидов. В таком случае при нагревании имеег-:я предельная растворимость карбидов, определяемая температурой и временем. Если не учитывать гистерезис (он очень мал), то и при охлаждении предельная растворимость карбидов происходит при тех же температуре и времени. В таком случае нами установлена предельная растворимость ^4>о;-доц при нагреве и охлаждении, которая примерно определяется поло-

9

ленкем линии АВ на рис. 1.

со

о

ГО

ю о, а

си ГЗ X

о

о--н-

3 Отжиг 900 '850 °С

ГО О 4-1

1000 1100

1200

-е-

Теиперашура,°С

Рис. 1. Предельная растворимость карбидов в сталях типа Х12 при вы держке 3 ч в зависимости от температуры аустенитизгсг.ш и содержат: ния углерода в стали: 1-1,3 %•, 2-1,14 %; 3-0,71 %; 4-0,52 %

Таким образом, варьируя температурно-временными условиями процесса растворения, можно в значительной степени изменять карбидную неоднородность т-твердого раствора (при нагреве). Режим нагрева, позволяющий подазить или значительно уменьшить карбидную неоднородность в исходном состоянии, получил название "глубокая аустенитизация". Достигаемое при этом структурное состояние может быть зафиксировано при комнатной температуре в случае достаточно энергичного охлаждения, например в масле или расплаве солей. Основными структурными составляющим! при этом являются аустенит, оставшиеся нерастворенные избыточные карбиды и небольшое количество мартенсита (Ь-10 %), возникающего при ох-

3. ОСОБЕННОСТИ РАСПАДА у-ТВЕРДОГО РАСТВОРА СТАЛИ Х12Ф1 В ПРОЦЕССЕ СТАРЕНИЯ В ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР 400-900 °С И ЕГО ВЛИЯНИЕ НА $ИЗИКС-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ В задачу дальнейшего исследования входило изучение особенностей распада пересыщенного Ггтвердого раствора и изыскание режимов старснш для создания однородного и равномерного выделения из него карбидно* фазы. После предварительной глубокой аустенитизации (1220 °С, 3 ч, масло) материал был подвергнут старению в интервале температур 400-60С °С длительностью от 1 до 100 ч. ■ . - -

Температурно-времениые закономерности изменения прочности (твердости) приведены на ркс.2. Следует отметить, что твердость материале непосредственно после аустенитизации составляет НИ}Э34,0-36,5, повышенно ее до НЙСа12,5 - следствие старения При комнатной температуре I !0

лаждеиии.

ечение 600 ч. Это свявыааегся нами с нивкстемпературным твердением артенсита во времени.

2. Изменение твердости глубокоаустенитизированной стали марки

12Ф1 при старении в интервале температур 400-900 °С длительностью: -1 ч, 2-5 ч, 3-10 ч, 4-25 ч, 5-100 ч, 6-1 ч с замером твердости епосредственно по окончании старения

На рис. 2 воспроизведены результата замера твердости сразу всех бразцов после завершения эксперимента в целом. Замер твердости непос-едствемно после старения показывает,что она снижается с НКСЭ34,0-36,5 о !1!ХЭ31,0-34,0 после отпуска при 400-450 °С длительностью 1-100 ч. то необходимо связывать с отпуском имеющегося в структурен небольшого оличества мартенсита (около 10 7.). С увеличением температуры и време-и выдержки при старении твердость возрастает. Наивысшие значения вердости, которые были получены, не превышали НГСЭ61 в интервале 5 -°С для каждой длительности старения (при часовой выдержке в районе 60 °0, Ю-чаооиой -520 °С, а 25-часовой -500 °С). С увеличение продо-житольности старения происходит смещение пиков твердости на кривых в бластъ Солее низких температур.

Соли проведаны рентгспоструктуриый и фазовый физико-химический кализы образцов стали, подпергнутых глубокой аустенитиаации при 1220 С, 3 ч, а затем старению в интервале 400-900 °С длительностью 125, 00 ч. Часть полученных результатов предстах-лена на рис. 3.

Основной кл^билис» фачой, вцделяпас-йся при старении, лйлястся арСид (Сг. Ге. V, мэ. V)7С3. Кроме него и стали присутствует незначи-ольноо количество к.'фбидд МезС. Состав карбида претерпевает ипмене-¡¡; и нньких гс'мп^у.'п'ур;^ в нем повитается содержите железа, дохо-

11

дящее до 55,5 % (500 °С, 1 ч), а затем его количество убывает, доход до 37,4 % (700 °С, 1ч). Соотношение железа и хрома приближается уровню, соответствующему отожженному состоянию материала.

Оценка структур и состояния Материала с помощью металлографичес ких микроскопов, электронно-микроскопического, магнитного, рентгено структурного анализов позволяет судить о процессах, происходящих пр старении (см.рис. 3).

15

(О о п=> о кэ слез

12 -

избыточные карбиды Me7Cj

C3+f + 0° \

а

о. си

ПО

о

бисперсные г / cf 'Ov

_ .карбиды MeyCV ' /Температурно-Бременная* --+ ранняя сша-\У область перешарибания --дия 6тооичного^4стс1/'и (коалесценция карбиЗоб, --т&ерде^ния J^^^aO мартенсита)

^ ^¿Избыточные С^корбиЗы

60

« 50

ж:

+ избытомные, карбибы

'SJO

OJ оО

О.

«Д. -ir V "V^N 'Г иыиелег.ие лиииииии

, „ ц^^ыу t-V lis Ме7С, 3 соответствии

У^^-Мр Г j Мр Г L_. О- / J

7П -Н"^ 7 3 А-^ti 7 I с криоой раст&оримости

■JU U-^tk-j С? и Г СЖ/О и превращение Х-ъ~о6

20 ^— Н-1—I-1—ь^ч-—I—I

О 400 _ 500 600 - 700 „. 800 900

у.

| о-ГВыЗеление карбиЗоВ "ш I Н67 С 7 3 соответствии

Рис. 3.

Т 500 600 - 700 Пг 800 900 Температура старения. С Особенности структурных превращений в глубокоаустенитизирован ной стали марки Х12Ф1 в процессе старения продолжительностью 1 и 25 ч (цифры у кривых)

Увеличение количества карбидной фазы во всем рассматриваемом ин тервале температур старения свидетельствует о выделении в процесс старения из аустекита хромистых карбидов типа Ме?Сз и незначительног количества МезС, вследствие чего при последующем охлаждении до комнат них температур происходит частичное превращение обедненного хромом углеро/фм аустекита в мартенсит. Причем, процесс старения интенсивне вдет сначала на границ-« зерен, а затем уже и в центре. Появление структуре значительного количества мартенсита и объясняет повышени твердости при температурах до 560 °С. Изучение реплик с образцов, про йе;;тгих старение в диапгзоне температур до появления пика твердости пр увеличениях до *<5000 показало, что зафиксировать карбидную фазу труди IZ

ото говорит о высокой степени ее дисперсности. Видимо, она Тагиле чосит свой вклад в повышение твердости.

При температурах старения вьше температуры достижения максималь-эй твердости процесс выделения карбидной фазы идет интенсивнее. Об гом свидетельствует и резкий прирост количества карбидной фазы, и анные рентгенограмм о соотношении г- и «-фаз и о параметре решетки -фазы.

Старение при температуре выше 750 °С происходит в условиях выде-эния карбидов в соответствии с кривой предельной растворимости их в /стените и превращением обедненного аустенита при охлаждении в мар-энсит.

При температурах ниже 400-450 °С возможен непосредственный пере-эд г-твердого раствора в мартенсит. Причем, выделение карбидов воэмо-яо при этих температурах как из аустенита, так и из появившегося при гмпературе старения мартенсита. Упрочнение при этих температурах мо-?т вызываться и процессами предвыделения карбидов, т.е. в этом случае эжет иметь место вторичное твердение. *

Таким образом, упрочнение при старении глубокоаустенитизированной гали марки Х12Ф1 (аустспит и небольшое количество мартенсита), как и эсле обычной обработки ее (мартенсит и до 30 X аустенита), нужно сплывать, в основном, с предвыделением карбида МеуСз из старого (полу-энного в процессе закалки) и свежего (после обеднения аустенита леги-ующими элементами) мартенсита. Это происходит, безусловно, при высо-этемпературном образовании легированного карбида МеуСз'в процессе его нкубационного развития при высоких температурах. При низких темиера-урах (низкотемпературное твердение) возможно образование карбида езС. При этом происходит твердение мартенсита в процессе отпуска.

Упрочнение стали, обусловленное ранними стадиями образования раз-ичных карбидов, следует связывать с замедлением процесса движения ислокаций в поле структурных напряжений, вызванных эволюцией и ростом ароидных выделений. 4. Е!Л1Я}КЕ ЮКРСШЕГЙГОВЛНКЯ НА СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ

Опираясь на имехы-яйся опыт использования микролегирования для азличних классов сталей и сплавов, было реаено использовать н;и:более .Ьфектиыгае и относительно доступное сочетание элементов - игтрий и ирксний. а в некоторых сталях дополнительно ниобий и иногда церием.

Иттрий обладает не только раскисляющей, десульфурирухгскй и дега-ирукчцой способность»}, ¡¡о совместно с цирконием уменьшают размер аер-а. улувдаит ме-х.чничесчие свойства, заметно повышая пластичжх;ть и лар^ю влакссть, повышает жаростойкость и общую коррозию, образуя

13

окислы УгОэ или входя а состав окислов хрома, улучшают технологичность металла при металлургическом переделе, способствуя высокой деформационной способности при повышенных и высоких температурах ва счет улучшения зернограничной и внутриграничной пластичности, уменьшают охруп-чивание. Из-за больших различий в атомных диаметрах железа и выбранных элементов (особенно иттрия) введение последних в сталь приводит к появлению сильных искажений решетки и соответствующим полям напряжений вокруг них, что способствует большей равномерности распада твердых растворов-, т.е. улучшает транскристаллитное состояние верна. Они способствуют более однородному распаду твердого раствора, увеличивая концентрацию избыточных фаз. Это, в свою очередь, обусловливает более изотропное состояние металла. Ниобий способствует измельчению основы и карбидных фаз, а также повышает прочность сплава. Количество вводимых добавок должно быть строго регламентировано.

О влиянии содержания иттрия на кратковременную пластичность инструментальной стали типа Х12Ф1Ч при высоких температурах (900-1200 °С) можно судить по данным рис.4, б. ИССЛЕДОВАНИЕ СТАЛЕЙ ТИПА Х12 С ПОНИЖЕННЫМ СОДЕРЖАНИЕМ УГЛЕРОДА

В высокоуглеродистых (до 2,2 X С) высокоизносостойких инструментальных сталях типа Х12 не обеспечивается равномерное распределение карбидов Ме?Сз- в реальных сечениях появляется строчечность карбидо! (карбидная ликвация). В связи с этим, исследовали стали типа Х12 с пониженным содержанием углерода, что обеспечивает снижение или даже отсутствие карбидной неоднородности.

Исследования проводили на сталях марок 50Х12ФБЦЧ, 70Х12ФБЦЧ, 110Х12ФЕЦЧ лабораторных плавок. После ковки на прутки сечением 15 мм 1 отжига микроструктура этих сталей представляла собой мелкозернисты! перлит и дисперсные карбиды. Карбидный балд первых двух сталей - первый, а последней - втерей. Таким образом, уже в исходном состоянии зи стали обличаются от промышленной марки Х12Ф1, имея значительно Ооле< 54

Содержание иттрия, %(иасс.)

Рис. 4. Влияние иттрия на высокотемпературную пластичность стали типа Х12Ф1Ч. Температура испытания: 1-900, 2-950, 3-105С 4-1150, 5-1200 °С

равномерное распределение карбидов.

Исследуемые стали в отожженном состоянии содержат карбидов типа Ие7С3: 6,3 7. (50Х12ФЩЧ); 8,7% (70Х12ФБЦЧ); 12.2 7. (110Х12ФБЦЧ), а также небольшое количество и карбида КЬС (содержание ЛЬ около 0,1 7.).

Изучение процессов растворения карбидной фазы в этих сталях в интервале температур 900-1275 °С при выдержках от 5 мин до 10 ч показало, что в стали 50Х12ФБЦЧ, нагретой до 1000 °С имеются мелкодисперсные равномерно распределенные карбиды. При повышении температуры наблюдается рост зерна. При 1200 °С в стали уже нет избыточных карбидов. В стали 70Х12ФЕЦЧ при 1200 °С остается нерастворенными 0,4 2 их. Сталь ке 110Х12ФБЦЧ в отожженном состоянии имела строчечное расположение карбидов и процессам растворения их при нагреве были присущи особенности, отмеченные и для стали Х12Ф1 промышленной плавки. При 1200 °С и выдержке 3 ч в ней оставалось 3,5 X избыточной карбидной фазы.'

По данным фазового физико-химического анализа были построены зависимости изменения содержания карбидов от температуры аустенитизации (в интервале 900-1250 °С при выдержке 3 ч) - кривые предельной растворимости карбидной фазы в сталях (см. рис. 1).

Регулируя, содержание в первую очередь углерода, можно управлять степенью карбидной ликвации в статях как в отожженном состоянии, так и в процессе аустенитизации. При этой можно переводить часть или всю -сарбидную фазу в твердый раствор или добиваться ее выделения при старении в желаемой форме и с заданной степенью дисперсности и равномерности. Снижение содержания углерода в исследуемых сталях создает уже а гаваном и отожженном состоянии в достаточной степени равномерное распределение однородной карбидной фазы. Указанные стали практически не имеют полосчатости. При наличии слабо выраженной неоднородности можно применять и более высокотемпературную закалку стали.

6. ИССЛЕД0ВАГО1Е ВЫСОКОХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ С ИЗМЕНЕННЫМ ХИМИЧЕСКИМ СОСТАВОМ ТИПА Х8

Карбидная неоднородность высокохромистых инструментальных сталей определяется пе только содержанием углерода в стали, но и набором и количеством других легирующих элементов. Тааде элементы как хром увеличивают неоднородность затвердевания металла, способствуя дендритной я зональной ликвации, что приводит в конечном счете к неоднородному распределению карбидов. Поэтому существенное значение имеет разраоот(са ;тали с более низким содержанием хрома, замещаемого частично вольфрамом и молибденом, что повывает легированность.твердого раствора, его 'мокпость". ¡¡о при этом хрсиа в стали должно быть достаточно для образования специальных износостойких карбидов.

Для исследования приняли стали содержащие 7-9 % Сг вместо обычны) 11-13 X. Стали были выбраны с низким содержанием углерода с учетом полученных в данной работе результатов. Химический состав исследовании) материалов соответствовал следующим маркам: 70Х9Ф, 70Х9М2ФЦЧ, 60Х9М2ВФЦЧ, 90Х9М2ВФЦЧ, 105Х8М2ВФЦЧ.

В исходном состоянии эти стали, кроме перлитной матрицы, имели 5 карбиды хрома. Эти материалы после ковки и отжига не имели карбидно! полосчатости, кроме двух последних марок сталей, в которых наблюдал! скопления карбидов. Фазовым физико-химическим-анализом было определен! количество карбидной фазы в исследованных сталях в отожженном состоянии, которое составило 9,7 7. в стали марки 70Х9Ф; 6,1 % - 70Х9М2ФЦЧ 10,7 % - 60Х9М2ВФЦЧ; 14,6.% - 90Х9М2ВФЦЧ; 17,6 % - 105Х8М2ВФЦЧ. В стали 70Х9Ф карбидная фаза представлена только карбидом МегзСб. в сташ 70Х9М2ВФЦЧ - карбидом Ме?Сз. В остальных изученных материалах карбидная фаза представляет собою смесь карбидов МегэСб и Ме7Сз, с преобладанием ЫегзСб- о^ Предельная растворимость карби- ^ дов в сталях типа Х8 в зависимости от 'о температуры аустенитизрции представ- ° лена на рис. 5. Карбвд МегзСе при о температуре 1100 °С полностью раство- £ ряется в аустените. Выше этой темпера- •©■ туры обнаружены только карбиды МеуСз.

Из рис. 4 также видно, что при ^ температуре аустенитизации 1100 °С

са.

происходит практически полное раство- § рение карбидов. Даже в стали марки ^ 105Х8М2ВФЦЧ содержание их составляет § около 2 X. Следовательно, не требуется высокотемпературного нагрева для ликвидации неравномерности распределения карбидов.

Для достижения максимальной Рис. 5. Предельная растворимост! твердости рекомендуется залсадивать карбидов в сталях типа Х8: 1-зти стш С температур 1000-1050 °С, 70Х9Ф, 2-70Х9М2ФЦЧ, 3-60Х9М2ВФЦ' что обеспечит мелкое верно и равно- 4-90Х9М2ВФЦЧ, 5-105Х8М2ВФЦЧ мерное распределение карбидов.

?. ИОГЛВДОВАКИЕ РАСПАДА ТВЕРДОГО РАСТВОРА В ПРОЦЕССЕ СТАРЕНИЯ Изучали процессы, протекающие при распаде пересыщенных тверды) рс.«:воров высокоутдеродистыч сталей типа Х12 и Х8 с пониженным содер-10

«амием углерода и оуотемитивиревпннып по раиличмым режимам.

Процесс старения сталей типа Х12 с пониженным содержанием углерода, прошедших аустенитизацию при 1180-1230 °С, исследовали в интервале температур 300-900 °С и широком диапазоне выдержек от 1 до 1000 ч.

В аустенитизированном состоянии твердость стали 110Х12ФБЦЧ составила НРСЭ28, стали 70Х12ФВЦЧ - Н1?Са31,5, а стали 50Х12ФБЦЧ - 53,6. Это звязано с тем, что первые две стали имеют в этом состоянии структуру аустенита, а последняя - менее устойчивый, менее легированный аусте-шт, частично превратившийся в мартенсит. С увеличением длительности старения происходит смещение пиков твердости на кривых "твердость -длительность старения" в область более низких температур.

Был проведен фазовый физико-химический анализ образцов сталей тит Х12 прошедших глубокую аустенитизацию и старение в интервале температур £00-650 °С продолжительностью 1-100 ч. Основной карбидной фазой :тали 110Х12ФБЦЧ является карбид МеуСз во всем температурном интервале зтарения. В сталях 50Х12ФВЦЧ и -70Х12ФБЦЧ при температурах ниже 500 ->50 °С обособляются карбиды МезС. При повышении температуры старения юявляются карбиды Ме7Сз, а при 650 °С и выше - карбиды МегзСб- Вьще-иющиеся при низких температурах старения карбиды цементитного типа с ювышением температуры старения насыщаются атомами хрома. Выше 450 °С юявляются карбиды Ме7Сз, которые при нагреье обогащаются хромом.

Изучение тонких фольг из стали 70Х12ФБЦЧ методом просвечивающей ыектронной микроскопии после старения по режимам 450 и 460 °С дли-:ельностью 1000 ч, то есть перед и на пике твердения, позволяет сдоить вывод о причинах твердения стали. В структуре стали, состаренной 1ри 450 °С на фоне белого поля остаточного аустенита, что подтверждает 1лектроннограмма светлого поля, видны участки двойникового мартенсита. Эдны также участки двойникового мартенсита с мидриСом, а также следы 1аспада мартенсита - крупные выделения карбидов по границам пластин :артенсита и более мелкие - внутри кристаллов мартенсита. Наблюдается того двойников. После старения при 460 °С видны рядом с пластинками 1артенсита, который образовался первоначально, участки, содержании . ластикы двойникового мартенсита, который возник в результате превра-;ения остаточного аустенита. Количество участков аустенита ■ ачительно меньшается и они становятся менее протяженными, т.е. происходит прея-ащение остаточного аустенита в мартенсит, сопровождающееся пойыиезшем вердости. Видна структура типа нижнего бейнита, в котором ровными ря-"!<и располагаются пластины цементита. При увеличении х200000 обнару , лваем, что в этом нижнем бейните происходит старение - распад. Б ластинках мартенсита, образовавшихся первоначально, появляются пред

выделения и выделения новой карбидной фазы, высокодисперсные, размеро 2-5 им и вытянутые в определенном направлении. Видны области, образо вавшегося ранее дислокационного мартенсита, который старится. На от дельных участках дислокаций появляются высокодисперсные предвыделени и выделения новой карбидной фазы, вызывающие вокруг себя специфически искажения кристаллической решетки.

Исследование особенностей распада пересыщенных твердых растворо в интервале температур старения 300-900 °С и выдержек 1-100 ч стале типа Х8, "прошедших глубокую аустенитизацию при 1180-1250 °С, а так» результаты фазового физико-химического анализа показали следующее.

Твердость сталей составляла от HRCa53,0-55,2 (70ХЗФ, 70Х8М2ФЦЧ 60Х9М2ВФЦЧ) до HRCE,22.6-25,0 (90Х9М2ВФЦЧ, 105Х8М2КЩЧ). Имеет мест при нагреве переход от карбидов цементитного типа к специальным и обо гащение их хромом.

Изучение тонких фолы стали 70Х9М2ФЦЧ после старения при 550 °С 1 ч, соответствующего пику твердения, показало, что видны светлые лип &ч остаточного аустенита, очень дисперсные, которых гораздо меньше чем при более низких температурах старения. Присутствует нижний бек иит. в котором параллельными рядами располагается цементит и имеютс следы отпускных процессов. По границам бейкита расположены неболыго карбидные частицы. В зонах мар.тенсита наблюдается смесь крупных ллас тин дислокационного мартенсита, который образовался ранее, и двойнике вого мартенсита со средним мидрибом, образовавшимся в результате преЕ ращения остаточного аустенита. На дислокациях видны дисперсные части, карбидов размером менее 10 нм.

Высокая плотность дислокаций, двойники, распад с выделением у дислокациях высокодисперсных частиц карбидов, предвыдеденке и выделе иие дисперсных фаз и высокая дисперсность структуры - все это и вкзь ьаст максимальное упрочнение сталей типа Х12 и Х8 при данных режимг старения. При температурах старения выше пика твердения происходит пс лигониаация дислокаций и коалесценция ранее выделившихся карбкдга. фаз, что ведет к разупрочнению стали.

Следовательно, упрочнение статей типа Х12 и Х8 в процессе стар< кия вызвано превращением менее легированного (нестабильного) аустеии: при охлаждении в "свежий" иартенсит, а также связано с процесса» предвзделеиия карбидов, то есть наблюдается вторичное твердение.

Изучение процессов старения сталей типа Х12 (70Х12СЩЧ) и > (60Х9М2ГЩЧ) закаленных на максимальную твердость (с 1025 °С) с пс мощью фоль г показало, что упрс ¡некие вызвано протеканием аналогичш процессов - вторичным мартенситным превращением и дисперсионным тве;

18

«1ием, т.е. предвьщелением и выделением высснтодисперсных карбидов 1утри реечного мартейсита на дислокациях.

8. ОЦЕНКА РАБОТОСПОСОБНОСТИ ИССЛЕДУЕМЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ

Для промышленных сталей марок Х12Ф1, Х12М и т.п., прошедших глу-жую аустенитизацию с целью более полного растворения карбидной фазы, следующее старение (700-750 °С), а также окончательную термическую ¡работку (закалку с 1000-1050 °С и отпуск при 150-200 °С), была продана комплексная оценка свойств. Она показала уменьшение размера :рна на 0,5-1,5 балла по сравнению с .исходным отожженным состоянием. 1 30-50 X повысилась ударная вязкость, на 10' 7. прочность при изгибе, 1 12 7. уменьшился относительный износ по сравнению со сталями подвер-1емыми принятой на практике обработке: закалке с 1050 °С и отпуску ш 200 °С. Такой полный цикл обработки был рекомендован в дальнейшем и штампового и прочего инструмента, работающего в условиях динамиче-сого нагружения и требующего обеспечения приемлемой ударной вязкости.

Для инструмента, работающего без ударных нагрузок, можно рекомен->вать резким термической обработки, основанный на явлении повышения )ердости предварительно глубокоаустенитизированной стали в процессе гарения: аустенитизация при 1200-1220 °С, 3 ч и старение при 560 °С, ч или при 520 °С, 10 ч. Проведенные стойкостные испытания резцов при зчении штанги стали 35 с твердостью НВ 1630-1700 МПа показали повыше-ie их стойкости на 24 и 38 % соответственно по сравнению с резцами ввергнутыми термической обработке по общепринятым режимам.

Разработанные высокохромистые инструментальные стали типа Х12 и ! с пониженным содержанием углерода и микролегированные Y, Zr, Nb акже были подвергнуты испытаниям. Результаты испытаний на статический >гиб после закалки и отпуска при 150 °С, 1 ч приведены на рис.6а. гали о пониженным содержанием углерода в интервале выбранных темпера-Ф закалки обладают довольно высокой прочностью при изгибе, значи-!Льно превосходя стали Х12Ф1, Х6ВФ и им подобные, что связано с рав-¡мерным распределением первичных и вторичных карбидных фаз, с уменьшаем концентрационной и структурной неоднородности, с равномерна определением( напряжений и предотвращением локализации пластической ¡формации в отдельных микрообъемах. Это предотвращает возм ".ность об-юования и развития зародышевых трещин.

Другой важнейшей характеристикой инструментальных сталей является [зкость, оцениваемая при испытаниях на ударный изгиб, результаты ко зрых показаны на рис. 6 б. Испытания проводили на образцах без надре . 1 после закалки и отпуска при 150 °С, 1 ч. Анализ осциллограмм дина wecicoro изгиба показал, что только у сталей типа ХЗ (60Х9ШЩЧ.

19

70Х9Ф) появляется пометная работа развития трещин, составляющая до 10 % от полной работы разрушения. Испытали образцы и с надрезом.

Температура закалки,°С

Рлс. 6. Сопротивление изгибу (а) и удару (б) в зависимости от легиро вания и температуры заналки. сталей марок: 50Х12ФБЦЧ (кривая 1, 1-й балл карбидной неоднородности); 70Х12ФБЦЧ (2, 1-й балл); 110Х12ФБЦЧ (3, 2-Й балл); 70ХЭФ (4, 2-Й балл); 60Х9М2ВФЦЧ (5. 1-й балл); Х6ВФ (6, 4-й балл); Х12Ф1 (7, 4-й балл); Х12Ф1 (8, 3-й балл, гк.юле термической обработки, включающей глубокую аустенитизаци» и старение)

> Сравнение исследованных и применяемых сталей и сплавов показыв. зт, что если в стали ликвидировать скопления карбидов, то анализируй мые инструментальные материалы с большим содержанием хрома имеют вес: ма высокое сопротивление изгибу как статическому, так и динамическом; Можно повысить и твердость исследуемых сталей путем раадонального к< пользования обнаруженного нами явления предвыделения карбидов. Бол^ высокая твердость при развитии вторичного твердения (мартенсита) опр' делается правильностью выбираемой температуры отпуска и выдержки п; нем.

Сопротивляемость износу (по ее весовой и линейной оценке) ралр. боташшх сталей типа XI2 в 1,6-3,0 раза выше, чем для сталей проми; ленных. Наивысшие характеристики покйз;иа сталь 50Х12?БЦЧ, обладаем наиболее равномерным распределением карбидной фазы.

Результаты исследований по стойкости резцов при точении штал: стали 50 приведены на рис. 7. ¡¡аишеиую стойкость показала сталь пар! 60Х9М2В1ЦЧ. Причем для сталей типа Х12 и Х8 с пониженным углеродом с 20

ечен минимальный коэффициент вариации, т.е. они имели ноибол^иую ста-ильность свойств.

£ 500

LO

ГС

z:

400 -1300

200

100

ю о =г м

443 %-

■100 %

167 %

222 %248 %

306 %

319 %

174 %

10В %

1,3

1,14

1,67

57 %

0,59 1.05 %С

о

s: ■ о о

е

1,3 0,52 0,71

Стали шила Х12 9ХС Р6М5 Стали шила Х8

Балл карбибноа необноробности: 4 3 1 1 2 3 3 2 12 Температура закалки (аусгпенитизации) / отпуска (старения), °С 1050 1220 1050 1050 1050 870 1220 1050 1025 1000 170 520,10 ч 150 150 150 180 560 x 3 150 150 150

ис. 7. Стойкость резцов высоко*рсмистых сталей в зависимости от леги-ования и структурного состояния

Было проведено также исследование влияния режимов закалки и от-уска на изменение' длины образцов из сталей типа Х12 и Х8 и фрактогра-ическое изучение поверхности изломов образцов.

0. О РОЛИ РАВНОМЕРНОСТИ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ КАРБИДОВ Fe3C В БУЛАТНОЙ СТАЛИ

Эти сведения о булатной стали дополнительно свидетельствуют о ажностк равномерности распада • и роли распределения более прочной карбидной) фазы в "мягкой", преимущественно ферритной, матрице.

Представленный меч из погребения в Ясинове был монолитным. При акроисследовании виден продольный волнообразный узор. Химический ана-из показал среднее содержание углерода 1,90 7.. Микрорентгеноспект-альный анализ на установке СатеЬах показал незначительное содержание

1, Mn, Сг, Ni, Си, Ti, S (сотые доли процента). Рентгеноструктурный нализ показал наличие феррита, аустекита (при явном преобладании :-Fe) и карбида железа (цементита). Количество аустенита находится на ровне 10-15 %, причем на острой части меча его меньше.

Микроструктурный анализ показывает определенную направленность в асположении карбидов. Хорошо видны карбидные строки и иещу ними бо-ее темные сильно протразленные участки - вкрапления более мелких кар-вдов в матрице. По мере удаления от лезвия меча карбиды РезС имеют енее выраженную направленность, что надо связывать с меньшей степенью №ва. Наиболее крупные карбиды видны на поперечных шлифах з центр?, толщенной части меча. Не была обнаружено сетка вторичных карбидов.

Таким образом, узср булата (используемый для визуальной сценки

2?

качества булатных ваготовоге и изделий) определяется формой и располс жекисм цементита в матрице, т.е. уковом и способом ковки и термическс обработки, определяемыми изготовителем. Исследованный металл весь» анизотропен .а:с по сечонт, так и в направлении ковки. Механическ: свойства (рубящие, колющие, упругие, пластические и т.д.) определяют как расположением карбидов, их формой и ориентацией, так и состоянул матрицы (ферритная, форритко-аустенитная и т.д.). Обнаруженная "ан1 зотропия" в некоторой мере является ложной, ибс все карбиды, независ] мо от их природы, формы и размеров находятся в "мягкой" матрице. Изг< товктели булатного клинка это, по-видимому, хорошо . знали и всег; стремились к тому, чтобы однородно распределенные твердые частицы Fe; находились в мягкой матрице. Приёмами деформации обеспечивали черед< вание слоев с большим и меньшим содержанием высокопрочного цементит; Ото, в свою очередь, обеспечиваю и булатный узор. Булатную сталь мо; но отнести к материалам с относительно равномерным однородным распр< делением в пределах слоя выделившихся карбидов в мягкой матрице.

10. СТРУКТУР! Ю-ФАЗОВЫЕ ОСОБЕННОСТИ ПРИ РАЗРАБОТКЕ РЕЖИМОВ

термической обработки концентрированными потоками энергии

Нагреву концентрированными потоками энергии свойственен недост; ток времени для протекания и завершения структурных превращений. П< давляются не только процессы диффузии легирующих элементов, но и эл! ментов внедрения - углерода, азота, что приводит к неоднородности ау< тенита и образующегося из него мартенсита.Фактор химической неодноро; ности неотъемлемое свойство скоростных термических обработок.

При тшадх высоких скоростях нагрева и охлаждения не зафиксирова новые структурные составляющие. Не происходит принципиальных изменен: механизма превращения при нагреве и охлаждении. Определяющей стади' является процесс нагрева, а при' охлаждении лищь "фиксируются" получе; икс ранее весьма неоднородные неравновесные структуры. Эта "фиксаци: в большей море подавляет диффузионные процессы, чем охлаждение п; обычной закалки. Эти процессы обусловливают как мелкозернистость Фрагментацию заиленных структур, так и их неоднородность но только легирующим элементам, но и по углероду. Безусловно, при этом будет и меняться и уровень размерных и концентрационных напряжений.

Хотя мартенсит неоднороден, он в силу мелкозернистости имеет мелкие Фрагменты. Эта небольшая размерная дилзтация не только обссп чиьает квазиоднородность механических свойств, но и заметно повыща жррозионную стойкость, т.е. выравнивает электрохимический нотеици мелду телом зерна и границей, асаду соседними фрагментами (пластинам и т.д. Но с другой стороны, н.'ичичи.е химической неоднородности дола

рг

пособствовать коррозионной повреждаемости. Размерный фактор, о чем видетельствует практика, является определяющим.

Поверхностный слаботравящийся слой представляет собой бесструк-уркш мартенсит (гарденит). Он наследует мелкозернистость и иеодпо-эдность по химическому состазу аустенита. Ему сопутствуют повышенное □держание остаточного аустенита, что связано, в основном, с относи-ельно большим содержанием в нем углерода, и некоторое количество кар-идов.

Достигаемая твердость весьма структурно-чувствительное свойство, .к. исхОдизя! микроструктура сильно влияет на твердость поверхности и эны прочла в случае обработки без оплавления поверхности и в меньшей гепени при оплавлении поверхности.

Хотя при использовании концентрированных потоков энергии достига-г большей твердости, что повышает режущую спосоен.ость и сопротивляемся» истиранию, но при этом имеют неравномерное структурное состоите, что не обеспечивает изотропности свойств металл.., а тагасе спо-Лствует появлению трещин, короблению и другим неблагоприятным пос-5дствиям. Это нужно учитывать при разработке режимов ускоренной замки.

11. ПРАКТИЧЕСКАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ

Было проведено широкое промышленное опробование предложенных тех-элогий термической обработки и разработанных сталей.

Стали марки Х12Ф1 промышленной плавки подвергали глубокой аусте-иизации и старению для снижения карбидной неоднородности, а затем из а изготовляли различный инструмент, подвергшийся испытаниям.

В ЛПО искусственных кож "Пролетарский труд" были опробованы чайные дисковые ножи дл» резки вискозного волокна на малине для резки )рса. Ножи служили в течение смены без выкрашивания рабочих кромок. 1 заводе Автоматических телефонных станций г.Пскова опробованы штампы ¡рубки Ш-образных пластин из электротехнической стали их 3-32 тол-шой 0,35 мм. За иссь срок службы трещины на штампах не обнаружены, 'ойкость между переточками возросла на 12-23 %. На Сестрорещдам инс-, ¡ументальнсм заводе им. С.П.Воскова испытали накатки-} ролики для называния резьбы Ш на метчиках из стали Р6М5. Отмечен снижение шонности к вукраиивашга.

На заводе АТС проведены сравнительные испытания пуансонов для юбивки отверстия диаметром 3,43 мм в детали "соСслка" толщиной 3 мм стали 20. Пуансоны из стали Х12Ф1Ч (микролзгировакиой иттрием) по ¿зати стойкость 800-1600 детален, а пуансоны из стали принятого сое ¡ва ломались при пробивке первых же отверстий.

Было проведено промышленное опробование разработанных сталей тип Х12 и Х8 с пониженным содержанием углерода и микролегированных У, 2г Шэ. Было признано, что оптимальное количество углерода должно быть пределах для сталей типа УХ2л 0,7-1,1 X, а для Х8: 0,55-0,85 X, а наи лучшим сочетанием свойств обладают стали 70Х12ФБЦЧ и 60Х8М2ВФЦЧ- Их использовали в качестве материала для изготовления инструмента.

В ЛШЮ "Северная Зари" опробовали чеканочные пуансоны из стал мар!ш 70X12ФБ при выполнении операции "осадка" основания заготовки и сплава 457НД. Стойкость их составила 30000 деталей, что в 3 раза вые максимальной стойкости применяемых пуансонов из стали. Х12Ф1. При зтс выход их из строя связан не с продольным разрушением, что характер« для стали Х12Ф1, а с недостаточной высотой после переточек. В ПО "Ле никградский завод турбинных лопаток" испытана сталь 60Х9М2ВФЦЧ в кг честве материала пуансонов и матриц в штампах для пробивки отверстк диаметром 4,2 мм и высотой 1,2 мм в заготовках ножей из стали 30X1 < Стойкость инструмента в 1.4 раза превысила стойкость применяемого * •предприятии инструмента из стали Х12Ф1.

Проведенные опытно-промышленные испытания инструментов, изготог ленных из разработанных сталей и обработанных по предложенным в даннс работе режимам, подтвердили правильность выбора сталей и режимов I термической обработки в обеспечении высокого комплекса мсханичссга свойств и «начительного повышения стойкости и надежности штампового прочего инструмента.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Развиты представления об однородном и неоднородном распадах тнердых растворов высокоуглсродиотых сталей, .

Установлена определяющая роль однородности распределения первичная и вторичных карбидов в ферритаой, ферритно-перлитной, млртонси-ной, мартенситно-аустенитной и др. матрицах.

Показано, что равномерность распределения и дисперсность . карбц ной Фазы обеспечивают более изотропное состояние твердого раствор; Ото способствует повышению ьязко-пластических свойств и более высоко! сопротивлению хрупкому разрушению инструмента при ударных иагибн. воздействиях.

2. Равномерность распределения первичных фаз и высокая одпорс, иость и плотность зарождения вторичных фаз является необходимым, по единственным условием, обеспечкьзкедим ослабление повреждаемости мат риала. Другим важный структурным фактором, определяющим сопротивля «ость зарождению и развитию трещин, является объемная дилатацкя границе раздела "формирующаяся фаза - матрица", предопределявшая ион

24

:ение упруго-искаженных (растянутых и сжатых) областей в матриц«, глу-ину их распространения и уровень напряжений. В связи с отмеченным, рочность и пластичность сплавов определяются не только степенью рав-омерности и упорядочения выделяющихся вторичных фаз, их формой и кон-¡ентрацией, расстоянием между частицами, способностью их к коалесцен-1ии, но и ееличиной объемной дилатации, обусловленной концентрационны-!и и размерными несоответствиями между матрицей и формируемым состоящем фазы в инкубационном периоде распада: от начала зарождения (появ-[ения сегрегатов) до потери когерентности (обособление фазы).

3. Все рассмотренные инструментальные стали, в том числе и булат-ше, относятся к высокоуглеродистым материалам. Учитывая это, а также временную растворимость углерода в аустените и весьма малое содержа-[ие его в феррите, имеет место развитость процессов карбидообразования I полиморфных превращений в течение температурно-временных циклов при ¡агреве и охлаждении. Если, например, в аустенитных дисперсионно-твердеющих сталях и сплавах марок 04Х15Н35М2БТЮР и нимонике ХН77ТЮР, отно-:ящихся к материалам с "сильным" распадом, количество выделяющихся фаз 'ида М1зТ1 может быть 8-13 7., то в анализируемых инструментальных ста-шх типа Х12, Х8, У8-У1.3, булат и др. количество вторичных карбидов «ожет достигать более 20 %.

4. Показано. что зарождение новой избыточной фазы не происходит мгновенно, а требуется определенное, иногда очень длительное, время, 1ля выделения этой фазы. При выделении избыточной фазы последовательно троисходят следующие процессы: появление сегрегатов, двумерных, а затем трехмерных образований типа зон Гинье-Престона-Багаряцкого, ка-сих-то промежуточных состояний, когерентной фазы и, наконец, обособ-сенной фазы, имеющей границу раздела (в данном случае карбида), с последующим изменением химического состава (делегированием ) и коагуляци-5й его. Эти процессы присущи всем пересыщенным твердым растворам, но развитие их с учетом температурно-временных факторов различно, т.е. в эдних случаях они сильно выражены (высокоуглеродистые высокохромистые зтали типа Х12 и Х8, булатные стали и т.п.), а в других - слабее.

Имеют место три периода распада: дораспадный, инкубационный и ко агуляция вторичных фаз. Показано, что необходимо учитывать важные, иногда и определяющие явления, происходящие до обособления фаз - иьчеу-5ационний (латентный) период распада, т.е. процессы предвыделения фаз. Именно в эти моменты образуются напряжения несоответствия. Последнее

Вызывает большие искажения, определенную локальную неоднородность и

- ^

дополнительные стопора движущимся дислокациям. Это, в основном, определяет и твердение стали и сплавов.

2Г,

5. На основе изложенных концепций покасшго не только доминирующе влияние процессов, протекающих в скрытом инкубационном периоде, но ват-пссть в период обособления, делегирования и коагуляции. При ото нужно учитывать не только процессы дила'.ации, тип карбидов, расстояни между ними и др., но и состояние матрицы, претерпевающей указанные из менения. Так, например, при анализе инструментальной стали тяга XI работоспособность инструмента определяется как состоянием мартенситно аустенитной или мартенситной матрицы, так и хромистых' карбидов тип М97С3; а Колющие и режущие свойства булата определяются как состояние форритной или ферритно-мартенситной матрицы, так и распределением ней цементита.

6. Установлено, что высокие скорости нагрева и охлавдения пр: термической обработке концентрированными потоками энергии не приводя1 к возникновению новых структурных составляют^. В таких случаях высо коскоростная поверхностная обработка не вызывает принципиальных изменений в механизме превращения. Этим процессам, в основном, свойствен» ограничение временного фактора. Недостаток времени резко меняет кинетику превращения и их' завершенность. При значительных скоростях нагрева к охлаждения в большей мере подавляются дат.е не только процесс! диффузии элементов замещения, но и элементов внедрения, в частност! углерода.

7. Показано,что определяющей стадией скоростной закалки являете; процесс нагрева, а при быстром охлаждении происходит лить "фиксация' полученных при нагреве весьма неоднородных, неравновесных структур. Неоднородный мелкозернистый аустенит способствует и образованию неоднородного мелтозернистог'о мартенсита при охлаждении. Это значит, что, хотя сам по себе мартенеит неоднороден (даже по содержанию углерода), ко он вследствие мелкозернистости имеет и мелкие фрагменты. Это обеспечивает квазиоднородность механических свойств и заметно повышав', коррозионную стойкость.

8. Установлено, что наличие олаботравящейся зоны свидетельствуем о тсм^ что размерный фактор является определяющим, несмотря на химическую неоднородность и наличие большого количества остаточного аусте-нкта. "Белый" слой при поверхностной скоростной закалке представляет бесструктурный мартенсит (гарденит). Он наследует мелкозернистость 1 неоднородность по химическому составу аустекита,' полученного в момент окончания нагрева. Около мартенсита будет и остаточный аустенит и даже небольшое количество карбидов, -но это есть сопутствующие бесструотур-кому мартенситу фазы.

3. Показано, что при обеспечении равномерного однородного распаде 26 • .

зердого раствора (отсутствие строчечкости карбидов, скоплений их, эедотвращении эвтектических образований, чистоты границ зерен и др.) /дут более качественные поверхностные (неоднородные) слои при термичкой обработке концентрированными потоками энергии. В таком случае )едотвращаются или замедляются процессы локализации деформации, что ирудняет зарождение и развитие трещин. Это направление весьма важно является эффективным не только для обеспечения требуемых механичес-IX свойств, повышения сопротивления изгибу (дане при наличии надре-т), но и для улучшения различных физических характеристик на границе шдела.

10. Действенным путем уменьшения карбидной неоднородности являет-снижение содержания углерода в высокохромистых инструментальных

алях типа XI2 до 0,7-1,1 % и до 0,55-0,85 7. в статах типа Х8 (допол-;тельяо легированных Мо, V, 7).

11. Установлены температурно-временные закономерности растворения выделения карбидов Ме7Сз в инструментальных сталях типа Х12 и карби-в Ме7Сз к МегзСб в сталях типа Х8 при умеренных и высоких температу-х. Определена предельная растворимость углерода (карбидов) в аусте-те при высоких температурах и установлено положение кривой предель-й растворимости. Физико-химическим, ректгеноструктурщдл, металлогра-ческим, электронно-микроскопическим и фрактографическим анализами учены особенности структурных превращений на различных стадиях рас--ца высокохромистых инструментальных сталей.

'12. Проведено комплексное целенаправленное исследование ваконо-рностей изменения основных критериев работоспособности инструмен-шьных сталей (твердости, теплостойкости, сопротивления изгибу и уда, износостойкости и режущей способности) в зависимости от различного жирования сильными карбидосбразующими элементами при переменном со-жании углерода и легирующих элементов с учетом различных температур салки и режимов кратковременного и длительного отпуска.

Еще раз показано, что в процессе отпуска закаленных высокохромис-с инструментальных сталей различных композиций в интервале темпера > 300-550 °С возможно проявление вторичного твердения. Явление вто-шого твердения сзязызае-тся как с процессами образована свежего геенсита, так и с процессами предвыдедекия вторичных фаз (карбидов). ¡азано, что процесс образования свежего мартенсита даже возможен при шаткой температуре яри длительном старении.

13. Показано положительное влияние дозированного микролегирован;?" 1т, Сз и № сталей типа Х12 и Х8. Введение .их в сталь уменьшает Н<? ько карбидную неоднородность, ко и повышает ударную вязкость и де-

формационную способность при высоких температурах.

14. Разработаны режимы термической обработки как обычных, так рекомендованных нами инструментальных сталей типа Х12 и Х8: - режущи инструмент у,г, обычных сталей, работающий без ударных нагрузок - гдубо кая высокотемпературная аустенитизация с охлаждением в масло, стпус 550 °С, 1ч; - штамповый инструмент из обычных . промышленной плави сталей, работающей в условиях динамического нагружения - глубокая вь сокотемпературная аустенитизация с охлаждением в масло, затем разуг рочняющий'(дестабилизирующий отпуск) при 700 °С и окончательная терми ческая обработка по общепринятому режиму для получения требуемой твер дости; - наиболее оптимальным комплексом служебных свойств среди изу ченных высокохромистых инструментальных сталей типа Х12 и Х8 обладак следующие: 70Х12ФБЦЧ и 60Х9М2ВФЦЧ.

15. Полагается, что при создании однородной равномерной структур в объеме материала будут меньше деформации или даже произойдет знач> тельное снижение дефектов на границе раздела "закаленный поверхностна слой при нагреве концентрированными потеками энергии - основа". Нал* чие вязкого изотропного подслоя обеспечивает более высокое сопротивлс ние переходной зоны зарождению и развитию тревдш.

16. Промышленное опробование режущего инструмента, проведшего о? работку по разработанным новым режимам и из новых предложенных стаде пЕюведенное в ЛШ искусственных кож "Пролетарский труд" и лабераторнь испытания на кафедре "Технология машиностроения" СПбГТУ показали ei более высокую в 1,30-4,68 раз стойкость и стабильность в работе.

Промы-дленное опробование штампового инструмента из разработпнш сталей. проведенное на заводе АТС г.Пскова, в ПО "Ленинградский зав< турбинных лопаток", в Л!¡ПО "Северная Заря" показало его высокую сто! кость и надежность, отсутствие преждевременного выхода из строя из-; хрупких столов и трещин. Причина снятия с эксплуатации - износ. Ilyaj соны, изготовленные из стали Х12Ф1Ч, микролегированной иттрием, now зали cToi'iiiocTb при пробивке отверстия в 3-5 раз, пуансоны для пробив, отверстий из стали 60Х9М2ВФЦЧ в 1,4 раза, а чеканочные пуансоны J стали 70Х12ФБ в 3 рала более высокую, чем стойкость аналогичного ин< трумс-нта из стали Х12С-1, применяемой на этих предприятиях.

Основное содержание диссертации излажено в следующих публикация:

1. Паргин A.M., Тихонов А.Н., Боидаренко Г.Г., Кириллов !!.£. Ра диациенная повреждаемость и свойства сплавов,-СПб.:Политехника, 1995 298 С.

2. Паршин A.M., Кириллов ¡1-Е. Повышение работоспособности икстр' ментальных сталей для штампов холодного деформирования,- Л.: ДДПТП,

28

990.- 22 с.

3. Кириллов Н.Б., Жуков В.А. О растворимости карбидов хрома в талях типа Х12Ф1 // Повышение качества, надежности и долговечности зделий из конструкционных, жаропрочных и инструментальных сталей и плавоз. Л.: ЛДНТП. 1981. С.58-61.

4. Паршин A.M., Кириллов Н.В., Степанов Е.З. Связь структуры с еханическими свойствами стали Х12Ф1 // Повышение качества, надежности олгозечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порсшковых и нструмектальных сталей и силков. Л.: ЛДНТП. 1982. С.60-53.

5. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Ординарцев И.А., Совершенствование ехнологии термической обработки высокохромистых инструментальных стаей// Прогрессивная технология и автоматизация технологических процес-ов в машиностроении и приборостроении. Л.: ЛПИ. 1982. С.99-100.

6. Кириллов Н.Б., Смирнов A.A., Атрошенко С.А., Иоффе H.A. Влкя-ке иттрия на пластичность инструментальной стали марки Х12Ф1 // Псвы-ение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, аропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов. Л.: ДЦНТП.

383. С.37-41.

7. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Образцова М.Н., Атрошенко С.А. Помете работоспособности инструмента из вьгсокохромистых сталей// Пути эвышения стойкости штампов для горячей обработки металлов давлением.

ЛДНТП. 1984. С.23-27

8. Кириллов Н.Б.,. Атрошенко С.А., Костарев В.Н. Связь структуры с зносостойкостью высокохромистой штамповой стали Х12Ф1//Высокопроизво-ятельные металлосберегающие процессы обработки металтов. Кишинев: КПИ.

384. С.144-145.

9. Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А. Влияние малых добавок иттрия на зойства стали Х12Ф1 // Эй.: Сер. Металлургическое производство. М.: дИЗИНФОРМЭНЕРГОМАШ. 1984. Вып.1. С.4-6.

10. Паршин A.M., Кириллов Н.В., Образцова М.Н., Смирнов A.A. Переопределение карбидной фазы в стали Х12Ф1 и ее влияние на свойства // {анемия металлов и энергии на основе прогрессивных процессов термиче сой и химико-термической обработки. М.: ЦП НТО Машпром. 1984. С.52-54.

11. Паршин A.M., Маринец Т.К., Кириллов Н.Б., Атрошекк С.А. Соз-»ние высокопрочного износостойкого поверхностного слоя в высокоуглеро-ютых инструментальных сталях // Физика и технология обработки поверх-юти металлов. Л.: ФТИ. 1984. С.195-195.

12. Кириллов Н.Б., Маринец Т.К., Обуховский В.В., Ординарцев И,А • шяние равномерности распада твердого раствора в высоютхромистой ста

i Х12Ф1 ка комплекс свойств// Проблема материаловедения теплоэкерго-

29

пгческого оборудования атомных станций. Л.: ЛГИ. 19Q4. С.74-76.

13. Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А. Снижение карбидной неоднородн! оти высокохромистых инструментальных сталей// ЭИ.: Сер. Технология mí ииностроония. М.: НШЗИНФОРМЭКЕРГОМАШ. 1985. Вып.З. С. 9-11.

14,. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А. Повышение режуще) способности инструмента из высокохромистых сталей// Новые материалы : технология термической обработки металлов. М.: ЦП НТО Машпром. 1985. С.59-61.

15. .Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А., Смирнов A.A., Федоров В.И. С( вергенствование высокохромистых инструментальных сталей путем компле! кого легирования // Повышение качества, надежности и долговечности и: делий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов. Л.': ЛДНТП. 1S86. С.51-54.

16. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А. Микролегирование стали Х12Ф1 иттрием // Новые материалы и упрочняющие технологии на ос нове прогрессивных методов термической и химике-термической обработга в автомобилестроении. М.: ЦП НТО Машпром. 1986. С.56-57.

17. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А., Капитонова Н.П. Нормированное снижение содержания углерода в высокохромистых инструментальных сталях, как мера повышения их работоспособности// Повышею качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаре прочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов. Л.: ЛДЛНТП. 1987. С.7-8.

, 18. Парсин A.M., Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А. Повышение,надежне сти и стойкости.штампового инструмента // Повышение качества, кадежне сти и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных статей и сплавов. Л.: ЛДНТП. 1987. С.33-34.

19. Партии A.M., Кириллов Н.Б. Пути совершенствования высокохромистых инструментальных сталей и повышение работоспособности инструмента// Металл и технический прогресс. М.: Металлургия. 1987. С.193.

20. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Повышение работоспособности втгл поього инструмента из высокохромистых инструментальных сталей// МиТОЬ 1987. N12. С. 2-3.

21. Парлин A.M., Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А., Данилов А.Н. Повышение режущих сеойств я сопротивляемости разрушению штампового инсз румента из высокохромистых сталей // Штамгювые стали для горячего и холодного деформирования. Л.: ЛДНТП. 1988. С.20-23.

22. Парсин A.M., Кириллов Н.Б., Атрошенко С.А., Образцова М.Н. Сталь для штампов холодного деформирования с повышенной сопротивлкемс стьи разрушению // Повышение надежности и долговечности материалов и

30 . '

талей машин на оснозе новых методов термической и химико-термичес-1Й обработки. М.: ЦП ВЯТО Машиностроителей. 1983. С.31-32.

23. Кириллов Н.Б;, Лазаренко A.B., Чебуков Е.С., КрмЕощёков В.Л. кроструктура и свойства углеродистой эвтекгсидной стали, обработаи->й сильноточным электронным пучком // Обработка материалов высококон-нтрированными источниками энергии. Пенза: ЦДНТП. 1988. С.12-13.

24. Кириллов Н.Б., Иванов Ю.М., Оленин М.И. Твердение мартенсита инкубационном периоде распада! // Фазовые превращения, структура алей и сплавов. Л.: С31Ш. 1989. С.37-45.

25. Кириллов Н.Б., Атрошенко С., Барахтин' Б.К., Образцова М.Н. стижение однородного распада пересыщенных твердых растворов з высо-хромистых сталях // Радиационная повреждаемость и работоспособность териалов ядерных энергетических установок. Л.: ЛПЙ. 1989. С.136-143.

26. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Елистратсв В.С, Кривощёков В.Л. руктурно-физические особенности при обработке концентрированными ис-чниками энергии сталей и чугунов//Действие электромагнитных полей на астичность и прочность материалов. М.: ШАШ АН СССР. 1990. 0.82-83.

27'. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Елистратов B.C., Кривощоков В. Л. вышение служебных свойств чугунных и стальных изделий путем обработ-поверхности концентрированными источниками энергии // Повышение ка-ства изготовления изделий в машиностроении. Л.: ЛГТУ. 1990. С.76-79.

28. Кириллов Н,.Б., Атрошенко С.А. Пути повышения режущих эйств и сопротивляемости разрушению инструмента и штампов из высо-кроМистых сталей // Прогрессивные технологические процессы в маши-зтроении. Л.: ЛГТУ.. 1990. С. 83-87.

29. Кириллов Н.Б. Достижение равномерности распада как путь со-эшенствовапия высокохромистых сталей // Структура и методы исследо-¡шя легированных 'сталей. Киев: РДЭНТП. 1991. С.54-55.

30. К природе твердения подвергнутого лазерной обработке слоя / И.Паршин, Н.В.Кириллов, В.С.Елистратов, И.Е.Колосов, В.Л.Кривощоков Структурно-морфологические основы модификации материалов методами градиционных технологий. Обнинск. ИАТЭ. 1991. С.68.

31. Кириллов Н.Б. Высокохромиотая штампован сталь с повышенной зкостью. разрушения // Прогрессивные методы получения конструкционных гериаиов и покрытий, повышающих долговечность деталей машин. Волго-1Д: ВД11Т.'1991. С. 127-129.

32. Кириллов Н.Б. Пути повышения работоспособности инструментапъ-: сталей // Новые стали и сплавы, режимы их термической сбработк;-

ЛДНТН. 1991. С.11-12.

33. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Кривсяцёков В. Л. Структурно-фи.-; и-

34

ческие особенности при разработке режимов термической обработки концентрированными источниками энергии /7 НоЕые стали и сплавы, режимы i термический сСработки. СПб.: СПбДНТП. 1992. С.44-47.

34. Пар ::п A.M., Теплухин Г.Н., Кириллов Н.Б., Кривощёков В.Л. Неоднородность и мелкозернистость структуры при обработке концентрированными источниками энергии// Материалы и упрочняющие технологии-9; Курск: KTOÍ. 1992. С.98-99.

35. Партии A.M., Кириллов Н.Б., Кривощёков В.Л. Структурно-физи ческие особенности разработки режимов термической обработки концентр рованньми источниками энергии// Повышение производительности и качес ва обработки изделий электрофизическими и комбинированными методами. СПб.: СПбГТУ. 1992. С.21-25.

36. Паршин A.M.', Биттибаев С.М., Кириллов Н.Б., Колосов И.Е. Ос коЕНые факторы, предотвращающие преждевременное разрушение сплавов / Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных мате риалов. СПб.: СПОГТУ. 1993. С.19-20.

37. Паршин A.M., Теплухин Г.Н., Кириллов Н.Б., Кривощёков В.Л. Структурные особенности при термической обработке концентрированными источниками энергии// Прочность, долговечность материалов, конструкп и деталей машин. Труды N445. СПб.: СПбГТУ. 1993. С.3-13.

38. Паршин A.M., Кириллов Н.Б. Структурные особенности при воздействии концентрированных источников энергии // Радиационная физика твердого тела. Севастополь: МРИЗМ. 1994. С.44.

39. Кириллов Н.Б. Исследование процесса распада пересыщенных твердых рас7'Воров в инструментальных сталях // Известия РАН. Металль 1994. N6. С.88-92. . „

40. Паршин A.M., Кириллов Н.Б. Физические и структурные аспекть сСработки сплавов концентрированными источниками энергии // Известии РАН. Металлы. 19S5. N3. С.122-126.

41. А.с.СССР N1171557. Штамг.овая сталь/А.М.Паршин, И.А.Ординарцев, Н.Б.Кириллов, В.А.Хуков, В.В.Обуховский, М.Н.Образцова, Г.А.Мот рыгина // Ешл. Открытия. Изобретения. 1935. N29.

42. А.с.СССР N1301865. Инструментальная стадь/А.М.Паршин, Н.БЛ риллов, С.А.Атроаенко, Л. А.Смирнов, Р.И.Николаев // Билл. Открып Изобретения. 1987. N13.

43. А.с.СССР N1372965. Инструментальная сталь/А.М.Паршин, Н.БЛ риллов, Н.П.Капитонова, М.Н.Образцова, С.А.Атрошенко, А.М.Савинов // Бюлл. Открытия. ИоСбретения. 1988. N'5.

44. Патент РФ N2033-154. Лигой сплав ка основе кобальта/А.Ы.Пар! Л.Б.Кириллов, М.А.Жукова // Вюлл. Изобретения. 1995. N11.

32