автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Оптимизация структурного состояния высокопрочных стареющих сталей для повышения их сопротивления замедленному разрушению и коррозионному растрескиванию под напряжением

На правах рукописи

БЕРЕЗОВСКАЯ Вера Владимировна

ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ ИХ СОПРОТИВЛЕНИЯ

ЗАМЕДЛЕННОМУ РАЗРУШЕНИЮ И КОРРОЗИОННОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ

Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург - 2004

Работа выполнена на кафедре металловедения

ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет — УПИ»

Научный консультант:

Официальные оппоненты:

академик РАН Банных

Олег Александрович

д.ф.-м.н., профессор Щербединский Геннадий Васильевич

д.ф.-м.н., профессор Шамрай

Владимир Федорович

д.т.н., профессор Зинченко

Валентин Митрофанович

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ:

ФГУП «Всероссийский институт авиационных материалов - ВИАМ» ГНЦРФ

Защита состоится « » 2004 г. в 14 ч 00 мин, в кон-

ференц-зале Института металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН на заседании Диссертационного совета Д 002.060.01 по адресу: Москва, Ленинский проспект, 49.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИМЕТиМ им. А.А. Байкова РАН.

Автореферат разослан

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу: 119991, Москва, Ленинский проспект, 49, ИМЕТиМ им. А. А. Байкова РАН. Ученому секретарю Диссертационного совета.

Телефон (095)135-94-77, факс (095) 135-92-77.

Ученый секретарь Диссертационного Совета д.т.н., профессор

В.М. Блинов

Общая характеристика работы

Актуальность работы. Повышение эксплуатационной надежности высоконагруженных изделий современной техники, работающих в условиях сложного нагружения, в которых проявляются эффекты замедленного разрушения (ЗР) и коррозионного растрескивания под напряжением (КРН), во многом зависит от использования высокопрочных материалов с оптимальной структурой.

Мартенситностареющие стали (МСС), благодаря высокой технологичности, значительному диапазону рабочих температур и высокому сопротивлению хрупкому разрушению широко используются для изготовления высоконагруженных деталей в авиационной и ракетной технике, в судостроении, приборостроении и атомной энергетике. Указанные свойства характерны для МСС при стандартных скоростях испытания механических свойств, в то время как в условиях статического нагруже-ния после низкотемпературного старения (400-450°С) они подвержены ЗР, усиливающемуся в присутствии влаги, водных растворов солей и кислот, водорода. Явление ЗР МСС изучено в настоящее время в работах В.И. Саррака, В.В. Забильского, М.А. Смирнова, В.Г. Пущина, Г.А. Филиппова, Л.Е. Алексеевой, а также японских исследователей Ю. Асаямы, М. Хоруши и др. Остается недостаточно изученным влияние на кинетику ЗР таких факторов, как рабочая среда, технология выплавки и термической обработки МСС. Накоплен большой экспериментальный материал по исследованию старения сталей данного класса, наиболее подробно представленный в работах М.Д. Перкаса, В.М. Кардонского, Б.М. Мо-гутнова, Л.В. Тарасенко, Н.В. Звигинцева, и др. Однако нет полной ясности в понимании механизма ранних стадий старения, ответственных - за хрупкое разрушение МСС. Недостаточность информации по ЗР и КРН затрудняет оптимизацию структурного состояния высокопрочных стареющих сталей с целью повышения их сопротивления этим видам разрушения.

В последние 20-30 лет активно ведутся работы по созданию нового класса высокопрочных коррозионностойких экономичных высокоазотистых аустенитных &-сталей (ВАС). Азот способен полностью или частично заменять другие легирующие элементы-стабилизаторы аустенита: углерод, никель, медь, марганец и выполнять роль упрочняющего элемента. Такие стали, обладая комплексом высоких физико-механических и химических свойств, перспективны для замены аустенитных нержавеющих хромоникелевых и хромомарганцевых сталей в качестве материала высоконагруженных изделий современной техники, в том числе, и работающих в коррозионных средах. Тем не менее, остается пока неизучен-

Юс. НАЦИОНАЛЬНАЯ КНБЛПОТЕКА

3

ным важное для их использования проявление эффекта коррозионного растрескивания под напряжением.

Исследование особенностей механизма ранних стадий распада пересыщенных а- и у-твердых растворов с интерметаллидным и нитридным упрочнением во взаимосвязи с ЗР и КРН МСС и ВАС представляет значительный практический и научный интерес.

Актуальность работы подтверждается выполнением ее в рамках госбюджетных и хоздоговорных тем по программам Министерства образования РФ и Министерства промышленности, науки и технологий РФ.

Цель работы состояла в изучении основных закономерностей начальных стадий распада пересыщенного твердого раствора МСС с интерме-таллидным и ВАС с нитридным упрочнением при комплексном систематическом исследовании влияния различных факторов: металлургического, химического состава среды и стали, режимов термической обработки, структуры и фазовых превращений на охрупчивание сталей при ЗР и КРН и разработке на этой основе способов повышения их сопротивления вышеуказанным видам разрушения.

В работе решались следующие задачи:

1. Исследование механизма ЗР промышленных №-Ть и Ni-Co-Ti-MCC в зависимости от структурного состояния, формирующегося в результате тепловых выдержек в широком диапазоне температур, и воздействия коррозионной среды с целью уточнения существующей модели ЗР МСС.

2. Систематическое исследование кинетики ранних стадий распада пересыщенного твердого раствора, а также процессов прямого и обратного аз=£ у-превращений в №-Ть, №-Со-Ть, №-Сг-Ть, №-Cr-Cu-Ti- и №-Сг-Со-Си-ТьМСС во взаимосвязи с ЗР.

3. Исследование и анализ взаимосвязи с ЗР и КРН структуры и механизма фазовых превращений в указанных сталях при термической обработке, предшествующей старению.

4. Исследование эволюции структуры, текстуры и характера фазовых превращений в Сг- и Сг-№-ВАС при старении, как основного фактора их охрупчивания при КРН.

5. Разработка способов повышения сопротивления высокопрочных №-ТьМСС с интерметаллидным и Сг-ВАС с нитридным упрочнением хрупкому разрушению в условиях ЗР и КРН.

Научная новизна

В работе впервые получены следующие результаты.

♦ Построены кинетические диаграммы ЗР №-Ть и №-Со-ТьМСС, соответствующие классической диаграмме водородного охрупчивания и принципиально не отличающиеся друг от друга при испытаниях в воде и на воздухе. Установлено, что пороговая интенсивность напряжений (К1П)

зависит в основном от состава среды, технологии выплавки стали, а также уровня прочности стали; скорость ЗР определяется скоростью роста трещины на второй стадии разрушения, контролируемой диффузией водорода, и зависит в основном от химического состава и режима старения стали.

♦ Проведено систематическое исследование кинетики ранних стадий распада пересыщенного а-твердого раствора промышленных МСС пяти систем легирования после различных режимов закалки и старения. Установлено, что кинетика стадии старения, отвечающей ЗР МСС с максимальной скоростью роста трещины, отличается меньшим значением коэффициента временной экспоненты п в уравнении Джонсона-Мела по сравнению со стадией, обусловленной, как известно, дрейфом растворенных атомов в поле упругих напряжений дислокаций, и протекает в условиях высоких упругих напряжений (2,0—2,5*10-3) кристаллической решетки.

♦ В Ni-Ti-MCC, подверженной ЗР с высокой скоростью ростатрещины после тепловой выдержки при 400°С, выявлено наличие упорядоченной фазы типа Fe3(Ni,Ti), имеющей сложную кубическую решетку типа DO3, на плоскостях {111} которой образуются зоны, обогащенные никелем и титаном. В результате этого наблюдается повышение твердости, скорости коррозии и ЗР, аномальные изменения упругих свойств. Предложена кристаллографическая модель ранних стадий распада и вид ориентаци-онной связи выделяющихся в процессе старения фаз с матричным а-твер-дым раствором. В №-Сг-Си-ТьМСС наблюдаются аналогичные изменения свойств и механизм ранних стадий распада с предшествующим ему процессом выделения меди (е-фазы). В №-Сг-ТьМСС процесс старения мартенсита на ранних стадиях сопровождается распадом остаточного аус-тенита с последующим у а-превращением при охлаждении и при ЗР и резким повышением скорости роста трещины.

♦ Установлено, что степень и характер КРН Сг- и Сг-№-ВАС зависят в основном от полноты распада пересыщенного у-твердого раствора. Наибольшая чувствительность сталей, особенно с никелем, к КРН, протекающему по механизму межзеренного скола, наблюдается в состаренном при -350°С состоянии. Показано, что распад аустенита идет в несколько стадий и сопровождается образованием мартенсита при охлаждении. Установлены общие для пересыщенного а- и у-твердых растворов в МСС с интерметаллидным и в ВАС с нитридным упрочнением закономерности ранних стадий распада. На начальных его стадиях (300-350°С) наблюдали увеличение твердости, электросопротивления и скорости коррозии исследованных ВАС, что свидетельствует об упорядочении у-твер-дого раствора.

♦ В исследованных сталях, подверженных значительному охрупчива-нию при ЗР и КРН, выявлена слабая кристаллографическая текстура, как результат эволюции текстуры ковки вследствие ориентированного характера процессов рекристаллизации, полиморфных аг:±у-превращений, а также распада пересыщенных а- и у-твердых растворов. На примере МСС показано, что размытие текстуры наблюдается при сложных режимах закалки, в том числе, при лазерной закалке с оплавлением поверхности, а также при стандартных испытаниях на изгиб ( ИДЕФ > 2-10~3 с"1), но сохраняется при внешнем упругом воздействии с постоянной нагрузкой при ЗР(УДеф=0).

♦ Для повышения сопротивления исследованных высокопрочных стареющих сталей ЗР и КРН необходимо формировать в них в результате закалки структуры однородного а- и/или у-твердого раствора без выраженной текстуры, что реализовано на практике созданием новой №-Со-Сг-Си-И-МСС с пониженным содержанием титана и высокой температурой Мн. Это обеспечивает преимущественно диффузионный характер у—»а-превращения при закалке и получение структуры, состоящей из 100% однородного мартенсита и упрочняющей Я-фазы сложного состава, выделяющейся преимущественно на дефектах кристаллического строения мартенсита.

Практическая ценность работы

Предложены новые пути оптимизации структурного состояния МСС и ВАС для повышения их сопротивления ЗР и КРН:

1. Специальные режимы закалки с целью снижения остроты текстуры. В частности, тройная закалка МСС 03Н18КЗМЗТ от 975,950 и 925°С в воде взамен однократной низкотемпературной от 820°С приводит к размытию текстуры мартенсита.

2. Технология лазерной закалки с оплавлением поверхности, отработанная для МСС ОЗН18КЗМЗТ, снижающая более чем в 4-103 раз скорость роста трещины ЗР за счет рекристаллизационных процессов и образования на поверхности стали барьерного слоя, обогащенного титаном и алюминием.

3. Новая МСС (03Х10Н5К5М2ДТ) с пониженным содержанием титана, опытное опробование которой обеспечило:

- повышение надежности и долговечности изготовленных из нее конусов хлорных компрессоров титано-магниевого производства типа РЖК 1800/1,5 на Запорожском титано-магниевом комбинате в 2-4 раза;

- снижение скорости роста трещины при ЗР в наплавленном на СтЗ порошковой проволокой данного состава слое в ~10 раз по сравнению с использованием порошковой проволоки известного состава ПП-Н18МЗТ.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены на следующих конференциях:

VII Уральская школа металловедов-термистов «Достижения в металловедении и прогрессивные методы термической обработки сталей и сплавов» (Свердловск-Пермь, 2-7.02.1981). VIII Уральская школа металловедов-термистов «Современные проблемы металловедения и термической обработки металлов» (Свердловск-Пермь, 4-8.02.1983). Всесоюзный семинар «Повышение сопротивления металлов коррозионно-механичес-кому разрушению» (Пенза, 12-13.03.1984). Краевая научно-практическая конференция «Повышение эффективности технологии и качества продукции цветной металлургии» (Красноярск, 23-26.06.1984). Всесоюзная конференция «Поверхность и новые материалы» (Свердловск, 13-17.09.1984). IX Уральская школа металловедов-термистов «Достижения в области металловедения и термической обработки металлов» (Свердловск-Пермь, 12-16.02.1985). X Уральская школа металловедов-термистов «Ускорение научно-технического прогресса в металловедении и термической обработке сталей и сплавов» (Устинов, 3-7.02.1987). Всесоюзная научно-техническая конференция «Металл и технический прогресс» (Москва, 2426.11.1987). Зональная научная конференция «Структура и свойства материалов» (Новокузнецк, 11-15.11.1988). XI Уральская школа металловедов-термистов «Проблемы металловедения и термической обработки сталей и сплавов» (Свердловск-Пермь, 7-11.02.1989). VI Всесоюзная конференция «Физика разрушения-89» (Киев, 26-28.09.1989). V Республиканская конференция «Коррозия металлов под напряжением и методы защиты» (Львов, 18—22.09.1989). IV Республиканская научно-техническая конференция «Повышение надежности и долговечности машин и сооружений» (Киев, 13-16.05.1991). VI Совещание по старению металлических сплавов «Фундаментальные и прикладные аспекты исследований структуры и свойств стареющих сплавов» (г. Екатеринбург, 10-12.03.1992). «Fracture mechanics: Successes and problems» (Lviv, 4-6.10.1993). IX Международная конференция «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах» (г. Тула, 24-26.03.1997). Региональная научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии в машиностроении» (г. Тюмень, 19-21.11.1997). XIV Уральская школа металловедов-термистов «Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов» (г. Ижевск, 23-27.02.1998). Мемориальный симпозиум академика В.Н. Гриднева «Металлы и сплавы: фазовые превращения, структура, свойства» (г. Киев, 14-18.09.1998). Kurdyumov memorial international conference on martensite «KUMICOM'99» (Moscow, 2326.02.1999). V Межгосударственный семинар «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий (MHT-V)»

(г. Обнинск, 14-17.06.1999). International Conference «Hydrogen Materials Science and Chemistry of Metal Hydrides» (Katsiveli, Yalta, 02-08.09.1999). XXXV Семинар «Актуальные проблемы прочности» (г. Псков, 1518.09.1999). XV Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (г. Екатеринбург, 14-18.09.2000). VI Всероссийская конференция к 100-летию со дня рождения К.А. Малышева «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов» (г. Екатеринбург, 10-14.09.2001). XVI Уральская школа металловедов-термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов» (г. Уфа, 4-8.02.2002). XVII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Киров-Екатеринбург, 2-6.02.2004).

Публикации и патенты

По тематике диссертационной работы опубликовано 50 работ, основные результаты диссертации отражены в 31 статье, 2 авторских свидетельствах и 7 отчетах НИР.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, анализа состояния проблемы ЗР и КРН высокопрочных стареющих сталей, семи глав, заключения, основных выводов по работе, библиографического списка литературы из 220 наименований и приложения; изложена на 240 страницах текста, содержит 95 рисунков и 18 таблиц.

Содержание работы

Во введении обоснована тема диссертации и перечислены основные положения, выносимые на защиту.

Анализ состояния проблемы. В данном разделе дана характеристика Ni-Ti-MCC и Сг-ВАС, показано влияние химического состава, режимов закалки и старения на их структуру и физико-механические свойства. Рассмотрено состояние проблемы коррозионно-механического разрушения высокопрочных сталей, в частности, замедленного разрушения, коррозионного растрескивания под напряжением, коррозионной усталости и кавитационно-коррозионного разрушения, которое, согласно современным представлениям, сводится в основном к проявлению эффектов коррозионной усталости или коррозионного растрескивания под напряжением. Вопросы хрупкого замедленного разрушения и коррозионного растрескивания под напряжением высокопрочных стареющих сталей, которому они подвержены в определенном структурном состоянии, представляются менее изученными или, в случае Сг-ВАС, неизученными совсем.

Известно, что ЗР сталей протекает в условиях длительного воздействия нагрузки, величина которой ниже предела текучести, но выше

некоторого порогового напряжения. В настоящее время существует две точки зрения на природу ЗР:

1. Присутствие в сталях достаточно высокой концентрации водорода, особенно в вершине трещины. При этом остается невыясненным вопрос, почему влияние водорода зависит от режима термоупрочнения стали.

2. Образовавшиеся на ранних стадиях старения МСС когерентные или полукогерентные частицы интерметаллидов, окруженные полями упругих напряжений. Однако нет полной ясности в вопросе механизма ранних его стадий, а также, почему ЗР может протекать в закаленных МСС.

КРН происходит при одновременном воздействии коррозионной среды и растягивающих напряжений. Согласно современным представлениям, охрупчивание сплавов при КРН связывается либо с водородом, либо с локальным анодным растворением вершины трещины. Считается, что в высокопрочных сталях, водородное охрупчивание является основным внешним фактором, вызывающим интенсивное растрескивание.

Обоснована актуальность исследования роли коррозионной среды, металлургического фактора, структуры, фазовых превращений и физико-механических свойств в ЗР и КРН МСС и Сг-ВАС различных систем легирования с целью разработки рекомендаций по повышению их надежности и долговечности. Сформулированы цели и задачи исследования.

Результаты эксперимента. Анализ и обсуждение. Содержание этого раздела изложено в семи главах.

В главе 1. «Характеристика исследованных сталей» приведены химический состав - табл. 1, режимы термической обработки - табл. 2, исследованных МСС опытных и промышленных плавок пяти систем легирования: №-, №-Со-, №-Сг-, №-Сг-Си- и №-Со-Сг-Си, основным элементом упрочнения в которых выступал титан, а также модельных аустенитных Сг- и Сг-№-ВАС. Приведены также механические свойства исследованных сталей после термической обработки на максимальную конструкционную прочность.

Выбор составов исследованных МСС обусловлен их широкой распространенностью на практике, режимы термообработки регламентированы ТУ их производства.

В данной главе приведена также схема установки (рис.1), разработанная на основе метода Брауна и сконструированая в УГТУ-УПИ для испытаний замедленного разрушения и коррозионного растрескивания под напряжением высокопрочных сталей. Установка позволяет использовать стандартные призматические образцы для испытаний на ударную вязкость.

Таблица 1

Химический состав исследованных сталей

"с * - Марка стали Плавка Содержание элементов, мае. %

С Si Мп S Р Ni Со Сг Мо Tí Al Со (N)

1 01Н18М4Т Г 0,060 0,05 0,05 0,005 0,005 18,27 _ 3.91 1,36 0,17 _

и 0,011 0,02 0,04 0,005 0,005 18,12 — — 4,03 1,44 0,13 —

2 ОЗН18КЗМЗТ i 0,015 0,04 0,03 0,006 0,007 18,13 3,05 — 3,41 1,10 0.11 —

3 03ХИН10М2Т i" 0,038 0,12 0,10 0,010 0,033 10,49 — 12,42 1,66 1,23 — —

4 03Х11Н10М2ДТ i 0,001 0,13 0,05 0,006 0,007 9,4« — 10,70 1.55 1,10 0,45 (U7)

5 03ХI 0Н5К5М2ДТ Г 0,034 0,81 0,09 0.002 0,002 4,94 4,66 10,21 2,11 0,36 0,18 (1.50)

6 0Х21А1 Г" 0,020 0,42 0,19 0,010 0,015 — — 21,44 — — — 1,021

7 0Х18Н2А1 I'" 0,008 0,27 0,30 0.010 0,020 2,03 — 18,24 — — — 0,899

• •••

- ВИП с ЭЛП; - ВИП без переплава; - литье с противодавлением азота; в остальных случаях — ВИП с ВДП.

Таблица 2

Режимы термической обработки исследованных сталей

Марка стали ТО Режим обработки

'с Температура аустенитизации, °С (время выдержки, ч), среда охлаждения Температура старения. "С (время выдержки, ч)

1 01Н18М4Т 1 920 (0,5) вода + 820 (0,5) вода 480 (3)

2 920 (0,5) вода + 820 (0,5) вода 350, 400,450, 500 (3)

2 03H18K3M3T 1 820 (1) вода 350, 400.450, 500 (3)

2 975(1) вода + 950 (1) вода + 925 (1) вода 350, 400, 450, 500, 525 (3), 550. 590, 620. 690 (2)

3 03X1IH10M2T 1 860 (0,7) воздух + (-70) (2) воздух 350, 400, 450, 500, 520 (3)

4 ОЗХ11НЮМ2ДТ I 950 (1) вода 350 (6), 400 (6). 450 (6), 520 (3). 620 (2)

2 950 (1) вода + 850 (0,5) вода 350 (6), 400 (6), 450 (6), 520 (3), 620 (2)

5 03Х10Н5К5М2ДТ 1 1050 (1) вода 350, 400, 450, 500 (3)

2 1050 (1) воздух 350, 400, 450. 500 (3)

6 0X21 Al 1 1200 (1) вода 300, 400, 500, 600 (2)

7 0X18А1 1 1200(1) вода 300, 400, 500, 600 (2)

Глава 2. «Структура, свойства и ЗР и Ni-Co-Ti-MCC». Исследовано ЗР №-11- и №-Со-11-МСС, их структура, физико-механические (табл. 3, 4) и химические свойства. Изучена роль коррозионной среды, химического состава сталей (влияние кобальта), способа выплавки и фазовых превращений на сопротивление ЗР и характер изломов МСС 01Н18М4Т и 03Н18КЗМЗТ. Исследована кинетика ЗР, приведены результаты стандартных и прецизионных механических испытаний исследованных сталей в зависимости от режимов термического упрочнения. Проведено комплексное исследование процессов распада пересыщенного твердого

Механические свойства исследованных МСС, обработанных на максимальную констукционную прочность

Таблица 3

Марка стали « Режим термообработки Механические свойства

*с 2 А СИ е? С СТ8' МПа °о.г МПа 5, % V. И> КСУ, МДж/м!

1 01Н18М4Т 1 Закалка 920"+ 820°С + старение 480°С, 3 ч 1850 1800 9,0 62,0 0.65

2 Закалка 920°+ 820°С + старение 480°С, 3 ч 1980 1840 7,8 43.7 0,60

2 ОЗН18КЗМЗТ 1 Закалка 820°С + старение 500°С, 3 ч 2020 1790 8.0 54,0 0,42

2 Закалка 975° + 950°+ 925°С + старение 500°С, 3 ч 1710 1640 9,2 57.4 0.73

3 03X11Н10М2Т 1 Закалка* 860°С + (-70°С)+ старение 500°С, 2 ч 1550 1480 11.0 54.0 0,78

4 03X11Н10М2ДТ 1 Закалка 950°С + старение 520°С, 3 ч 1750 1680 9,2 43.0 0,25

2 Закалка 950°+ 850°С + старение 520°С, 3 ч 1620 1580 10,6 51.5 0.47

5 03ХЮН5К5М2ДТ 1 Закалка ЮбО^С + старение 520°С, 2 ч 1560 1500 6,8 65.8 0,87

* охлаждение после закалки на воздухе, в остальных случаях - в воде.

11

Таблица 4

Фазовый состав и критические температуры исследованных МСС

№ Критические точки, °С Содержание аустенита, %

Марка стали

п/п

Л„ лк МИ исходное после ЗР

1 01Н18М4Т 600; 690 750 160 25/18* 18/13

620; 670

2. ОЗН18КЗМЗТ(1) 740 250 0 0

620; 650

ОЗН18КЗМЗТ(2) 740 300 0 0

3 03Х11НЮМ2Т 570; 660 520; 720 40** 27/7 13/2

4 03Х11Н10М2ДТ(1) 620; 690 560; 740 140 0 0

03Х11Н10М2ДТ(2) 640 690 720 150 0 0

5 ОЗХ10Н5К5М2ДТ( 1) 660; 730 350 0 0

03Х10Н5К5М2ДТ(2) 660; 730 375 0/2 0

* в числителе - после закалки, в знаменателе - после старения при 400 'С; ** вследствие изотермической кинетики мартеиситного превращения в стали 03Х11Н10М2Т, положение точки М условно, так как зависит от скорости охлаждения стали.

раствора, прямого и обратного у^с-превращений, исследована тонкая структура и текстура мартенсита во взаимосвязи с ЗР.

Зависимости параметров ЗР и ударной вязкости исследованных сталей (стк и оп, КСТ) от температуры старения (Тст) показали (рис. 2), что при выдержке под нагрузкой в воде более низкие значения ап после закалки наблюдали у стали 01Н18М4Т(11-1)1, в структуре которой присутствовало около 20% остаточного аустенита, в то время как в стали 03Н18КЗМЗТ(1,2) остаточного аустенита не обнаружено, что обусловлено различием в температурах Мн (табл.4). На ранних стадиях старения (350-400°С) наблюдалось резкое снижение параметров разрушения исследованных сталей, которые после старения при температуре у сталей 01Н18М4Т и 03Н18КЗМЗТ(2) восстанавливались, а в стали

1 В скобках указан номер плавки (римской цифрой) и режима термической обработки (арабской цифрой) - табл. 1, 2. Далее там, где ие указан номер плавки для стали 01Н18М4Т имеется в виду плавка II, для остальных сталей - единственная плавка I.

03Н18КЗМЗТ(1) сохранялись и после старения при 500°С, что, вероятно, связано с большей устойчивостью продуктов распада мартенсита в стали с кобальтом. Положительное влияние остаточного аустенита на свойства бескобальтовой стали 01Н18М4Т проявлялось только после старения при температурах >400°С, в закаленном состоянии, напротив, наблюдалось ее охрупчивание в результате мартенситного превращения де-формационно-метастабильного остаточного аустенита при ЗР (табл. 4).

зооо

2500

1 1500

юоо

i

° 50 О

о

20 300 350 400 450 475 500 ю 400 500 600 700

Тст.°С ТетТс

Рис.2. Зависимость параметров ЗР (а) и ударной вязкости (б) сталей 01Н18М4Т - кривые 1,4,7; ОЗН18КЗМЗТ<1) - 2, 5, 8; ОЗН18КЗМЗТ(2) - 3,6, 9, от температуры старения: оп (1-3); ок (4-6); КСТ (7-9)

Сопоставление результатов испытаний двух сталей 03Н18КЗМЗТ(1,2), закаленных по разным технологическим схемам (табл. 2), показало, что их временное сопротивление и условный предел текучести с повышением температуры монотонно возрастали, а характеристики пластичности изменялись по кривым с небольшим минимумом при 400°С (рис. 3). В то же время, в стали 1 наблюдались минимумы условных пределов упругости (ао,ооь 002; сто,оо5) и модуля нормальной упругости (Е) при температуре старения 400°С (рис. 4). Выявлена корреляция значений порогового напряжения (стп), полученного при испытаниях на изгиб и условного предела текучести при испытаниях закаленных образцов на растяжение. После старения величина ап примерно соответствовала пределам упругости с разными допустимыми деформациями, минимальная из которых а0005 наблюдалась после старения при 400°С. В сталях 01Н18М4Т и 0ЗН18КЗМЗТ(1) отмечался также небольшой максимум твердости (HRC) после старения при 400°С (рис. 5).

Исследования ЗР стали 01Н18М4Т(1) показали, что из трех сред: воздух, дистиллированная вода, 3,5%-NaCl, наиболее сильное снижение прочности происходит в воде (Дст=16, 92 и 79%, соответственно). После испытаний на воздухе в изломе наблюдали вязкое ямочное разрушение, в 3,5%-NaCl - вязкое разрушение с элементами квазискола, в воде - меж-

зеренное хрупкое разрушение со следами пластической деформации на фасетках скола. Катодная поляризация внешним током при <р= -1 В (х-с.э.с.) ускоряла разрушение стали при одной и той же нагрузке. Так, при катодной поляризации среднее время до разрушения при ст=0,6ак в 3,5%-№0 составило 16 ч, а без поляризации - 42 ч. В дистиллированной воде эффект ускорения разрушения при той же нагрузке был значительно меньше: 6 ч с поляризацией и 10 ч без поляризации. На примере стали 03Н18КЗМЗТ(1), закаленной в воде от 820°С, показано, что влияние коррозионной среды менее всего заметно после старения при 400°С.

В процессе ЗР стали 03Н18КЗМЗТ(2), состаренной в интервале температур 475-690°С ощутимыми оказались процессы релаксации упругих напряжений кристаллической решетки в процессе старения, что привело к постепенному переходу от водородной деполяризации на катоде к кислородной из-за смещения стационарного потенциала в положительную область и проявилось в появлении гидроксидов железа характерного бурого цвета в изломе стали.

Полученные расчетным путем зависимости скорости роста трещины (dl/dt) от интенсивности напряжений (К) - рис. 6, представляли собой классическую диаграмму разрушения при водородном охрупчивании (ВО) и имели практически вертикальный ход на I стадии и почти отсутствующую зависимость на II стадии, что свидетельствовало о ступенчатом продвижении трещины. Согласно модели ВО Нельсона, I стадия разрушения отражает одновременный вклад механического (уровень К) и химического (действие коррозионной среды) факторов и зависит от количества водорода, поступившего в область концентрации упругих напряжений и снизившего величину пороговой интенсивности напряжений (КП]). На II стадии скорость роста трещины резко возрастает, вследствие чего локальная критическая концентрация водорода уже не поддерживается, скорость роста трещины в данном случае контролируется скоростью переноса водорода. На III стадии рост трещины определяется механической компонентой разрушения по мере приближения величины Kj к К1С когда вклад от химического повреждения, вносимого водородом, становится все менее ощутимым.

С учетом модели ВО результаты испытаний стали 01Н18М4Т(1) на воздухе, в воде и 3,5%-NaCl, а также при катодном наводороживании в 3,5%-NaCl можно рассматривать как зависящие от количества водорода, поступающего в сталь и снижающего пороговую интенсивность напряжений. Можно сравнить зависимости «dl/dr-К» для сталей 01Н18М4Т после электронно-лучевого переплава (сталь I) - рис. 6, а (кр. 1) и после вакуум-но-дугового переплава, что способствует дегазации металла (сталь II), -рис. 6, в (кр. 6). Они подвергнуты примерно одинаковой термической обработке: старению при 480 и 500°С. При одинаковой термической обработке сталь после ВДП имела более высокое значение К1П. Сравнение подтверждает известный факт, что на сопротивление МСС ЗР оказывает влияние не только внешний, но и внутренний (металлургический) водород. В изломе сталей 01Н18М4Т и 03Н18КЗМЗТ(1) после всех режимов старения наблюдали характерный межзеренный излом (рис. 7, а, б). В отличие от них в стали 03Н18КЗМЗТ(2), состаренной при 400°С, разрушение носило хрупкий внутризеренный характер и развивалось по механизму квазискола (рис. 7, в).

%ш'грЛР

syujifyp 16

I

Рис.6. Зависимость скорости роста трещины при ЗР от интенсивности напряжений для исследованных сталей: а - 01Н18М4Т(1) после старения при 480°С и испытании: в воде (кр.1); в 3,5%-NaCl (кр.2); на воздухе (кр.З); в 3,5%-NaCl с катодным наводороживанисм при -1,0 В (кр.4); б - кинетическая диаграмма растрескивания при ВО; в - 01Н18М4Т(П) при испытании в воде после закалки (кр.1); н старения при 350 (кр.2); 400 (кр.З); 430 (кр.4); 450 (кр.5) и 500 (кр.6); г - ОЗН18КЗМЗТ(1) после старения при 350 (кр.1); 400 (кр.2); 450 (кр.З) и 500°С (кр.4); д - схема ступенчатого роста трещины; е -ОЗН18КЗМЗТ(2) после старения при 350 (кр.1); 400 (кр.2); 450 (кр.З); 475 (кр.4); 500 (кр.5); 525 (кр.6); 550 (кр.7); 590 (кр.8); 620 (кр.9) и 690°С (кр.Ю); ж - схема ступенчатого роста трешины

Скорость роста трещины на II стадии в состаренной при 400°С стали 03Н18КЗМЗТ(2) по сравнению со сталью ОЗН18КЗМЗТ(1) оказалась почти на три порядка ниже, а движение происходило небольшими скачками (рис. 6, ж) в отличие от движения трещины водородного охрупчива-ния в стали 1 - рис. 6, д. Наклонный участок на этой стадии кривой и наличие продуктов коррозии в изломе (рис. 7, г) свидетельствовали о механизме локального анодного растворения вершины трещины.

Полученные результаты хорошо укладываются в модель Нотта-Сар-рака распределения напряжений в упруго-пластической области перед надрезом изогнутого образца при плоской деформации, зарождения трещины на границе упругой и микропластической зон и ее встречного движения к надрезу. На основании результатов механических испытаний стали 03Н18КЗМЗТ(1) в упругой области предлагается рассматривать величину стП при ЗР, как критическое напряжение, вызывающее предельно допустимую остаточную деформацию, превышение которой приводит к зарождению трещины. Ход кривых порогового коэффициента интенсивности напряжений и скорости роста трещины (С/Ст) на II стадии ЗР, кон-

тролируемой водородом, исследованных N1- и №-Со-МСС в зависимости от температуры старения (рис. 8) свидетельствует о связи этих величин со стадийностью процессов старения.

На основании результатов рентгеноструктурного анализа показано, что на ранних стадиях старения при 400°С в исследованных сталях 03Н18КЗМЗТ(1,2) не наблюдалось присутствия каких-либо дополнительных линий или видимого расщепления матричных рефлексов при характерных для а-фазы углах 26 (52, 99 и 123°). Однако о процессах распада

свидетельствовало изменение периода решетки мартенсита, определенного путем экстраполяции функции Нельсона-Райли к углу 0=90°С: от 0,2877 и 0,2876 нм в закаленном состоянии к 0,2872 и 0,2875 нм после старения при 400°С соответственно для стали 1 и 2. Видно, что более сильно изменился период решетки в стали 1.

Результаты резистометрических изотермических (при 350, 400 и 450°С) исследований MCC 01H18M4T и 03Ш8КЗМЗТ(1,2) позволили определить долю распада мартенсита, прошедшего при старении за 50100 ч выдержки. На основе анализа полученных результатов с помощью уравнения Джонсона-Мела >»= 1—ехр[—(i/'o)"] (у - доля распада, t0 - постоянная времени, за которое происходит 63,2% распада; t - время распада, п - показатель временной экспоненты) построены графические зависимости lntlna-^-'^/Oni) и определены значения показателя л, характеризующего кинетику распада пересыщенного твердого раствора. На каждой зависимости /(Int) выявлены два участка, соответствующие двум стадиям старения с определенным значением п (табл. 5). Ранней стадии старения для сталей 01Н18М4Т(2) и ОЗН18КЗМЗТ(1) соответствовал n=0,12-0,16, для стали 03Н18КЗМЗТ(2) наклон практически отсутствовал (n=0,08-0,09). На более поздних стадиях старения (>3 ч при 350°С и >1 ч при 400 и 450°С) для всех исследованных сталей наблюдался n=0,3-0,4. Согласно

. Таблица 5

Значения постоянной изотерм л в зависимости от температуры и времени старения

Марка стали, термообработка Режим старения

Температура, СС 350 400 450 500

01Н18М4Т ОЗН18КЗМЗТ(1) ОЗН18КЗМЗТ(2) Время, ч 0.4-3,0 0,12 0,12 0,08 3,0-35,0 ОД» 0,40 0,30 03-1,0 0,12 0,16 0,09 1,0-7,0 0,35 0,44 0,40 0,1-1,0 0,17 0,22 0,20 1,0-18,0 0,33 0,36 0.31 - -

03X11Н10М2Т Время, ч 0,1-3,0 0,42 3,0-35 0,37 0,4-3,0 0,53 4,0-25,0 0,14 0,1-0,5 0,65 0,5-7,0 0,20

03Х11НЮМ2ДТ(1) Время, ч 0,4-3,0 0,21 3,0-35,0 0,40 0,3-1,0 0,17 1,0-7,0 0,34 0,1-1,0 0,20 1,0-18,0 0,24

03ХИН10М2ДТ(2) Время, ч 0,2-18,0 0,19 0,5-30,0 0,21 0,1-1,0 0,23 1,0-30,0 0,15 _

ОЗХ10Н5К5М2ДТ( 1) ОЗХ10Н5К5М2ДТ(2) Время, ч 1 _ 1 _ 0,3-3,0 0,39 0,40 3,0-10,0 0,37 0,34 0,3-4,0 0,44 0,38 »,0-10,0 0,54 0,67 0,2-0,8 0,49 0,36 0,8-5,0 0,36 0,26

литературным данным, показатель временной экспоненты п=0,14 соответствует образованию кристаллографически ориентированных зон Гинье-Престона, а п=0,3 - выделению фаз на дислокациях. Сопоставление результатов резистометрических исследований со скоростью распространения трещины ЗР показало, что стадия распада пересыщенного твердого раствора, описываемая уравнением Джонсона-Мела с постоянной /1 = 0.12—0,16, в наибольшей степени ответственна за катастрофическое ЗР. Из сопоставления величины энергии активации распада мартенсита, рассчитанной по результатам резистометрических исследований из уравнения Аррениуса, которая составила 206 и 214 кДж/моль соответственно для сталей 1 и 2, с литературными данными следует, что старение на ранних стадиях (350-450°) связано с диффузией атомов титана.

Результаты ДТА при нагреве показали, что на кривой предварительно состаренной при 400°С стали 03Н18КЗМЗТ(1) в отличие от стали ОЗН18КЗМЗТ(2) наблюдался дополнительный тепловой эффект метаста-бильной фазы, свидетельствующий о двух стадиях процесса ее образования, которые при быстром нагреве закаленной стали накладываются друг на друга.

Электронномикроскопическое исследование тонких фольг, вырезанных из стали 03Н18КЗМЗТ(1) после тепловой выдержки при 400°С, выявило

нестабильность ОЦК решетки мартенсита, проявляющуюся на электро-нограммах сильным диффузным рассеянием по направлению (321) ОЦК-решетки и диффузные максимумы на расстоянии 1/3 (321)а (рис. 9, б, в). Помимо отражений от решетки мартенсита на микродиффракционных картинах без диффузного рассеяния присутствовали слабые рефлексы, хорошо описываемые как отражения от кубической решетки, имеющей

Рис.9. Тонкая структура стали ОЗН18КЗМЗТ(1) после старения при 400°С, х50000 (а); микродифракция центрального участка структуры (6); схема индицировалия (в)

упорядоченное строение с периодом а = 0,720 нм, соответствующим удвоенному периоду решетки аустенита. Учитывая стремление атомов никеля и титана к упорядочению, которое реализуется при образовании интер-металлида Ni3Ti, предполагается, что в обогащенных никелем и титаном микрообъемах мартенсита происходит образование сверхструктуры типа DO3 состава Fe3(Ni,Ti). Выявленную фазу можно считать промежуточной при образовании интерметаллида Ni3Ti с упорядоченной структурой DO24. При формировании сверхструктуры DO24 происходит перегруппировка атомов никеля и титана таким образом, что в любом положении атомы одного сорта находятся в окружении атомов другого сорта

[ПОЬоз "Ьцк

с наибольшей степенью вероятности. Предполагается также, что этот процесс начинается с образования на «никелевых» плоскостях {111} упорядоченной фазы изоморфных зон, обогащенных никелем и титаном.

На основании расчета микродифракционных картин, стереографического анализа и геометрии решеток матричной и образующихся фаз исследованного сплава сделан вывод об ориентационной связи выделяющихся в процессе старения фаз с матричным а-твердым раствором для Ni-Ti-MCC, которая описывается соотношением:

Показано, что процесс образования упорядоченной фазы в стали 1 после старения при 400°С, в отличие от стали 2, сопровождается резким увеличением скорости коррозии в 3,5%-№0 (рис. 10, а). Показано, что анодное растворение стали 1 протекает вдоль границ бывшего аустенит- . ного зерна и мартенситных кристаллов (рис. 10, б).

Рис.10. Зависимость скорости коррозии в 3,5%-КаС1 (Кт) стали ОЗН18КЗМЗТ(1) - кривая 1; ОЗН18КЗМЗТ(2) - кривая 2, от температуры старения (а); поверхность стали ОЗН18КЗМЗТ(1), состаренной при 400°С, после коррозии в 1н-Н2504, х700 (6)

Результаты сопоставления параметров ЗР (рис. 2, 4-6) и механических свойств (рис. 2,7-9, рис. 4) исследованных сталей 03Н18КЗМЗТ(1,2), прошедших различную закалку, а также проявление сталью 01Н18М4Т склонности к разрушению в закаленном состоянии показывают, что важную роль в охрупчивании сталей играют процессы, происходящие в них при высокотемпературном нагреве. Исследованием а—>у-»а-превраще-ний методом дилатометрического анализа сталей 1 и 2 при нагреве со скоростью 3°С/мин, выявлено две стадии обратного перехода в зависимости от величины дилатометрического эффекта Dl/l. Обнаружено также

{111}Оцк11{111}ооз!1(001)оо»; <321>оцк 11 <121>оо311 [0Ю]оо24.

9

б

наличие аномалий, которые связаны с анизотропным изменением размеров образца, обусловленным текстурными эффектами. Для стали 1 стадии обратного а—уу-превращения соответствовали температурам: 620-670°С (Д/// = -4), 15%); 670-740°С (ВШ = -0,05%); для стали 2: 620-650°С (МИ = -0,15%); 650-740°С (МП = -0,17%). Стадийность обратного а-»у-превращения связывалась с неоднородностью химического состава твердого раствора. Превращение в исследованных сталях начиналось в обедненном никелем и титаном твердом растворе (с более низкой температурой Аи= 620оС) вблизи частиц упрочняющей фазы №3Т1.

Наблюдавшееся различие в размерных эффектах сталей 1 и 2 на последующих стадиях обратного превращения связывалось с различием в характере превращения, протекающего с предпочтительной ориентировкой в стали 1 и не имеющего предпочтительной ориентировки в стали 2. Сравнение дилатометрических эффектов на первой и второй стадиях свидетельствовали о том, что наибольший вклад в текстурные эффекты при обратном превращении вносит превращение обогащенного никелем и титаном мартенсита и что более значительные текстурные аномалии наблюдались в стали 1.

Методом прямых полюсных фигур (ППФ2 ) исследовали предпочтительную ориентировку зерен в мартенсите стали 03Н18КЗМЗТ после закалки, а также после старения при 400°С. В закаленном состоянии при съемке с полированной поверхности образцов в стали 1 выявлена аксиальная текстура (111) и ограниченная текстура, состоящая из двух компонент {111 }(112) и {100} [011], унаследованных мартенситом от текстуры ковки и рекристаллизации аустенита в результате ориентированного характера полиморфных превращений. Прямая полюсная фигура стали ОЗН18КЗМЗТ(1) после старения при 400°С, полученная в Мо-излучении на отражение от плоскостей {НО}, показала наличие в мартенсите размытой аксиальной текстуры {111}(112), сохранение компоненты (001)[110], а также появление слабой ограниченной текстуры (110)[335].

Использование тройной, более высокотемпературной закалки стали 03Н18КЗМЗТ(2) (от 975,950 и 925°С) взамен однократной низкотемпературной (от 820°С) привело к размытию текстуры в мартенсите. При тройной закалке число ориентировок в аустените и, как следствие, в мартенсите оказалось большим, чем при однократной закалке.

Методом обратных полюсных фигур при рентгеноструктурном исследовании поверхности образцов, ориентировка которых относительно на-

2 Приведенные в работе полные ППФ (до (2 = 90°) построены с помощью функции распределения ориентировок - ФРО.

правления ковки была такой же, как в предыдущем эксперименте, исследовали изменение текстуры в мартенсите стали 03Н18КЗМЗТ(1) при ЗР. На основе анализа дифрактограмм с поверхности излома образцов стали 1 после ЗР определена полюсная плотность в а-фазе в зависимости от режима старения (табл.6). В закаленном и в состаренном при 300°С состоянии после ЗР наблюдали повышенную полюсную плотность ориентировок 100 и 211, унаследованных от текстуры закаленного мартенсита. После старения при 400°С под действием внешнего упругого поля напряжений при ЗР предпочтительная ориентировка ПО, наблюдавшаяся до испытаний исследованной стали, сохранилась. При дальнейшем повышении температуры старения (500°С) в процессе ЗР эта текстура ослабла.

Таблица 6

Полюсная плотность

в мартенсите стали ОЗН18КЗМЗТ(1), полученная в изломе образцов после ЗР

(УЛЕО. = 0)

Режим термообработки Рпо Р.оо Р21.

Закалка от 820°С в воде 0,8 1,1 1.4

Закалка + 300°С, 3 ч 0,9 1,2 1,1

Закалка + 400°С, 3 ч 1.2 0,8 0,5

Закалка + 500°С, 3 ч 1,1 0,7 0.7

Исследование полюсной плотности в изломе образцов после испытаний на изгиб при стандартной скорости деформации (табл. 7) показало, что после всех режимов старения сохраняется исходная текстура закаленного мартенсита, а текстура, соответствовавшая старению при 400°С, вообще не наблюдается. В данном случае ее размытие и после старения

Таблица 7

Полюсная плотность в мартенсите стали ОЗН18КЗМЗТ(1) в изломе образцов после механических испытаний на изгиб

(*дЕф. = 2-Ю-3 с"1)

Режим термообработки Р..0 Р.оо Р2|.

Закалка от 820°С в воде 0,6 1,5 2,0

Закалка 820°С + 350°С 0,5 1,3 2,5

Закалка 820°С + 400°С. 0,8 1,4 1,5

Закалка 820°С + 450°С 0,8 1,8 1,3

при 450°С могло произойти вследствие повышенной скорости деформирования.

Таким образом, исследованные №-1!- и №-Со-11-МСС подвержены ЗР с высокой скоростью роста трещины после старения при 400°С по механизму межзеренного скола. Влияние кобальта в них проявлялось в повышении температуры Мн и расширении температурной области чувствительности сталей к ЗР (низкие значения стК). Ранние стадии распада пересыщенного а-твердого раствора состояли из двух стадий, имеющих различную кинетику. Начальная из них с показателем временной экспоненты п=0,12-0,17 в уравнении Джонсона-Мела, отвечавшая охрупчиванию МСС при ЗР с максимальной скоростью роста трещины, соответствовала образованию упорядоченной промежуточной фазы Ре3(№,11), имеющей сложную кубическую. Предложены кристаллографическая модель, согласно которой стабильная фаза №3И зарождается на плоскостях {111} упорядоченной фазы, и ориентационные соотношения матричной и образующихся фаз. Выявлена ограниченная текстура (110)[335] и (001)[110], унаследованная мартенситом от текстуры ковки и рекристаллизации аусте-нита и частично измененная после старения при 400°С. Показано, что размытию текстуры в состаренной стали способствует усложненный режим закалки (использовать закалку от 975 + 950 + 925°С) или повышенная скорость приложения нагрузки в процессе упругого деформирования (^ДЕФ^-КИС-1).

Глава 3. «Структура, свойства и ЗР №-Cr-Ti-MCC» посвящена исследованию фазовых превращений и физико-механических свойств, ответственных за процессы интенсивного ЗР в №-Сг-11-МСС, а также роли в них хрома. Состав стали 03Х11Н10М2Т, выплавленной в промышленных условиях, приведен в табл. 1, режимы термообработки - в табл. 2, механические свойства - в табл. 3.

Структура стали перед старением после предварительной закалки от 1200°С, 1,5 ч в воду, аустенитизации при 860°С с охлаждением на воздухе и обработки холодом при -70°С представляла собой мартенсит и 26% остаточного аустенита. Мартенситное превращение в стали 03Х11Н10М2Т протекало, согласно дилатометрическим исследованиям, в изотермических условиях. Наличие аномалий в области обратного <х—^-превращения, как и в стали ОЗН18КЗМЗТ, объяснялось текстурными эффектами. Химическая неоднородность распределения в а-твердом растворе никеля и титана обусловила стадийность а—»у-превращения: стадия, соответствовавшая температурам 570-660°С (Л/// = -0,17%), протекала в обедненном мартенсите вблизи частиц упрочняющей фазы ц-Т^зТь При 660-720°С {МП = -0,04%), обратное превращение сопровождалось

растворением упрочняющей п-фазы и протекало в обогащенном мартенсите при более высоких температурах.

Резистометрическими исследованиями показано, что на ранних стадиях старения (400°С) протекают процессы, кинетика которых описывается временной экспонентой с показателем п = 0,14 (табл. 4). Сравнение величины п для сталей 01Н18М4Т и 03Х11Н10М2Т свидетельствует об ускорении процессов распада мартенсита при температуре 350°С и на начальных стадиях при 400°С в присутствии хрома. Изменение кинетики старения (п 0,4) связано с участием в этом процессе остаточного аусте-нита, который в основном располагается в виде узких прослоек вдоль границ мартенситных кристаллов, где диффузия значительно облегчена.

Рентгеноструктурные исследования тонкой структуры стали 03Х11Н10М2Т в зависимости от температуры старения (рис. 11), показали, что физическое уширение линий 211 Оги) и ПО (Рцо) закаленного мартенсита в исследованной стали было обусловлено как высокой плотностью дислокаций, так и упругими искажениями кристаллической решетки, поскольку отношение Р211/Р110 оказалось больше, чем отношение

^Оги^ёбцо- При старении в низкотемпературной области (<350°С) уровень упругих напряжений в кристаллической решетке Дд/а и размер областей когерентного рассеяния вследствие процессов отдыха уменьшились (рис. 11, а). Физическое уширение линий стало определяться только микроискажениями кристаллической решетки, поскольку отношение Зги'Рио = = = 2,4. Процессы распада а-твердого раствора при повы-

шении температуры старения сопровождались уменьшением его периода решетки, рассчитанного по линии дифрактограммы (рис. 11, б).

Наблюдался также распад у-твердого раствора. Дестабилизация аустени-та в результате тепловых выдержек и образование мартенсита при охлаждении (рис. 12) показывают, что в данной стали основной вклад в диффузионные процессы в аустените при старении до 400°С вносит хром, как наиболее сильно влияющий на точку МН (при повышении содержания Сг на 1 мас.% температура Ан снижается на 55°С), и возможны процессы расслоения по хрому. После старения при 350-400°С размер областей когерентного рассеяния и упругие напряжения кристаллической решетки мартенсита несколько увеличились вследствие фазового наклепа при у а-превращении.

Изменение параметров тонкой структуры мартенсита в результате старения при 400-450°С (увеличение микронапряжений, периода решетки и уменьшение размера блоков) произошло, если применить модель, предложенную для ранних стадий старения №-Со-Ть МСС, за счет образования упорядоченной промежуточной фазы типа Ре3(№,Т1). Стабилизация аустенита, а также увеличение периода решетки мартенсита, образовавшегося из него после охлаждения (рис. 11,б и 12), могут быть связаны с дальнейшилми процессами перераспределения легирующих элементов на стадии предвыделения Х-фазы. Выше 450°С за счет релаксационных процессов наблюдалось уменьшение а/а и увеличение Б.

Согласно результатам резистометрических исследований, показатель временной экспоненты в уравнении Джонсона-Мела «=0,14 для стали 03Х11Н10М2Т соответствовал старению при 400°С (табл. 5), что отвечало стадии образования упорядоченной фазы. Кроме того, процесс старения стали осложнялся перераспределением хрома в а-твердом растворе. Методом рентгеноструктурного фазового анализа стали 03Х11Н10М2Т после нагрева на 530°С выявлены слабые линии фазы Лавеса (X), выделяющейся вероятно из обогащенного хромом и молибденом -твердого раствора. Производная электросопротивления по температуре изохронного старения исследованной стали выявила два пика, соответствующих температурам 400 и 580°С: первый из них отвечал образованию упорядоченной фазы в а-твердом растворе, а второй - выделению из аустенита Я-фазы.

30 25 20

15

10 5 0

; 1

1 ^

I

1 2 '

20

350 400

ТСТ.°С

450

500

Рис.12. Зависимость содержания у-фазы встали 03Х11Н10М2Т от температуры старения: 1 - в исходном состоянии; 2 - в изломе после ЗР

Методом Шульце в мартенсите стали после старения при 450°С, 2 ч выявлена текстура {110} (рис. 13), аналогичная текстуре, полученной в стали 03Н18КЗМЗТ(1), после выделения при 400°С промежуточной упорядоченной фазы.

Процесс распада мартенсита в исследованной стали 03Х11Н10М2Т по-видимому аналогичен распаду в стали ОЗН18КЗМЗТ(1) и состоит из следующих стадий: образование упорядоченной фазы типа Бе3(№,№) образование зон, обогащенных никелем и титаном, выделение стабильной т)-фазы К13Т1. Распад мартенсита сопровождается также распадом аустенита.

В результате у о с т а-превра-щения после старения при 350 и 400°С скорость роста трещины в стали 03Х11Н10М2Т при ЗР оказалась очень высокой и составила соответственно 1,7*102 и 1,5*10" м/с (рис. 14). После старения выше 350°С скорость роста трещины несколько уменьшилась; старение при 450°С, сопровождающееся процессами образования упорядоченной фаз_ы, вызвало новое ее повышение (Ур=5,0*10-4 м/с), которое сменилось стадией образования стабильной фазы и уменьшением скорости роста трещины (Ур= 1,8*10-5 м/с). Такое изменение скорости роста трещины можно объяснить процессами стабилизации и дестабилизации у-твердого раствора по отношению к у а-превращению в результате процессов распада.

Результаты фрактографических исследований приведены на рис. 15. На поверхности разрушения наблюдали межзеренный скол. После старения при 450°С на поверхностях скола по границам зерен наблюдали участки вязкого ямочного разрушения, свидетельствовавшие о частичном нарушении когерентной связи между промежуточной фазой и матрицей. После старения при 350°С границы зерен были в основном гладкие, без каких-либо следов пластической деформации.

Таким образом введение в М-И-МСС хрома существенно понизило точку МН и обусловило наличие в структуре закаленной стали метаста-бильного остаточного аустенита. Показано, что его распад на началь-

ных стадиях старения с последующим у а-превращением при охлаждении сопровождается резким повышением скорости роста трещины и сдвигом характерного для МСС максимума ее скорости на ~50°С в сторону более высоких температур (450°С). При этом максимум твердости так же, как и в стали 03Н18КЗМЗТ(1), проявлялся при 400°С и ему соответствовало значение п=0,14. Распад а-твердого раствора проявлялся в изменении периода и микроискажений кристаллической решетки, размеров областей когерентного рассеяния и сопровождался межзеренным сколом при ЗР. Согласно рентгеноструктурным исследованиям, в мартенсите после старения при 450°С наблюдалась характерная для М-Со-И-МСС в состаренном состояния предпочтительная ориентировка плоскостей {ПО}, обусловленная, вероятнее всего, у-»а-полиморфным превращением и фазовым наклепом.

Глава 4. «Структура и свойства М-Сг-Си-И-МСС». Исследовано влияние меди, а также повторной закалки из рекристаллизационного интервала температур на процессы старения и связанные с ними физико-механические свойства и ЗР М-Сг-Си-И-МСС. В качестве материала исследования выбрана сталь 03Х11Н10М2ДТ промышленной выплавки, химический состав и режимы термической обработки которой приведены в табл. 1 и 2.

Показано, что введение меди привело к увеличению прочности и несколько уменьшило пластичность и вязкость стали, а также существенно повысило температуру МН (табл. 4) по сравнению со сталью 03Х11Н10М2Т. Повторная закалка (950+850°С) привела к некоторому повышению прочности и понижению пластичности и вязкости стали по сравнению с однократно закаленным состоянием (950°С) - табл. 3..Ис-пытания твердости исследованной стали в зависимости от температуры старения (рис. 5) выявили небольшой максимум на восходящей кривой твердости для дважды закаленного состояния. Испытания ЗР стали, проведенные в дистиллированной воде после двух режимов закалки и старения при 350, 400, 450 и 520°С, показали, что наибольшая и примерно одинаковая скорость распространения трещины, независимо от режима закалки, наблюдалась после старения при 400°С (рис. 15). При остальных температурах нагрева скорость растрескивания стали после двойной закалки была ниже, особенно заметное отличие наблюдалось после старения при 450°. Энергия активации ЗР составила 64 и 115 кДж/моль, соответственно для одно- и двукратной закалок.

Результаты механических испытаний и испытаний ЗР показали, что влияние повторной закалки на механические свойства и склонность к ЗР

стали 03Х11Н10М2ДТ проявлялось в понижении температуры конца распада на ~80°С (рис. 16, кр.2, 3). В основном, влияние повторной закалки на ИЯС, КСТ, ок и Стп проявлялось только при температурах старения выше 450°С. Экстремальные значения свойств у однократно закаленной стали наблюдались в более широком интервале температур.

Характер ЗР стали 03Х11Н10М2ДГ после закалки от 950°С был в основном межзеренный, в то время как после двойной закалки (950 + 850°С) увеличилась доля квазискола (рис. 17, а, б), что связано с рекрис-таллизационными процессами. Последние сопровождались миграцией границ зерен, частично закрепленных выделениями второй фазы (рис. 18, в) и уменьшением твердости стали в закаленном состоянии.

Убыль массы образцов исследованной стали в результате 15-суточ-ной выдержки в воде после двойной закалки (950+850°С) представляла собой кривую с максимумом при температуре старения 350°С, а после

2000 1500 1000 500 0

; 2

11

20 400 450 520 550

■ст.

Рис. 16. Зависимость параметров ЗР стали 03Х11Н10М2ДТ, закаленной от 950°С (кр. 1,3) и дважды от 950 + 850°С (кр. 2,4), от температуры старения: кратковременная прочность -1,2; пороговое напряжение - 3, 4

однократной закалки (950°С) скорость коррозии оставалась высокой и после старения при 400°С, снизившись только при 450°С (рис.18). Показано, что двойная закалка повышает общую коррозионную стойкость стали 03Х11Н10М2ДТ, что вызвано положительным влиянием рекристаллиза-ционных процессов при повторной закалке на электрохимические свойства мартенсита и выражается в резком снижении плотности тока пассивации как в закаленном состоянии, так и после старения при 350 и 400°С.

Резистометрическими исследованиями было показано, что режим закалки слабо влияет на степень распада пересыщенного твердого раствора стали 03Х11Н10М2ДТ при 350°С, а при 400°С и 450°С протекает более интенсивно в случае однократной закалки от 950°С, что связано с большей степенью дефектности и пересыщения твердого раствора легирующими элементами. Путем анализа результатов резистометри-ческих исследований с использованием уравнения Джонсона-Мела (табл. 5) показано, что стадийность процессов распада пересыщенного твердого раствора при всех исследованных режимах старения наблюдалась только для однократно закаленного состояния стали. Причем, по сравнению со сталью 03Х11Н10М2Т, значения п в стали с медью на начальных стадиях старения оказались несколько выше. Распад пересыщенного твердого раствора после двойной закалки в основном протекал без изменения кинетики со значением

Обратное а-»у-превращение в стали 03Х11Н10М2ДТ имело более сложный характер, чем в стали без меди. Это также связано с присут-

ствием в стали хрома и молибдена, уменьшающих растворимость меди в мартенсите. Многостадийность процессов обратного превращения, выявленная в процессе дилатометрических исследований закаленной от 950°С стали, обусловлена исходной неоднородностью а-твердого раствора. Первая стадия протекала в обедненном никелем, титаном и медью мартенсите аналогично стали 03Х11Н10М2Т, но при более низкой температуре (520-620°С). Вторая стадия - в обогащенном никелем и титаном в результате растворения упрочняющей п-фазы мартенсите (620-690°С), третья - в обогащенном хромом а-твердом растворе (690-740°С). Можно отметить, что начавшиеся выше этой температуры рекристалли-зационные процессы сопровождались частичным растворением меди и также протекали стадийно.

Высокий уровень микронапряжений в закаленном состоянии ( а/а -= 2,4*10-3 - 2,6*10-3) в основном был связан с высокой плотностью дислокаций в мартенсите. Старение стали сопровождалось незначительным уменьшением а/а, как после одно-, так и двукратной закалки, так как уширение линий состаренного мартенсита было обусловлено в основном микроискажениями кристаллической решетки.

Исследование тонкой структуры фольг стали 03Х11Н10М2ДТ после двойной закалки от 950 и 850°С и старения при 400°С (рис. 19, а-в) выявило на электронограмме рефлексы упорядоченной фазы типа Ре3(№,Т1). Микродифракционная картина (рис. 19, г, д), полученная от дислокационной структуры мартенсита после закалки от 950°С и старения при 450°С, выявила наличие рефлексов меди и стабильной фазы №3Т1 (рис. 19, е). После старения при 520°С наблюдались выделения по границам мар-тенситных кристаллов (рис. 19, ж), идентифицированные как медь. Процессы распада мартенсита в закаленной от 950°С стали начинались, таким образом, при 350°С с выделения меди; на следующей стадии старения при 400°С протекали процессы образования упорядоченной фазы. В дважды закаленной стали процесс старения на ранних стадиях состоял в основном из образования упорядоченной фазы при 400°С.

Введение меди, таким образом, повышает прочность, несколько снижает пластичность и вязкость МСС 03Х11Н10М2ДТ по сравнению со сталью 03Х11Н10М2Т, а также дополнительно дестабилизирует аустенит, что позволяет получить в структуре стали 100% мартенсита. Наибольшая и одинаковая скорость роста трещины ЗР стали 03Х11Н10М2ДТ, независимо от режима закалки (950°С и 950+850°С), наблюдалась после старения при 400°С и сопровождалась межзеренным разрушением с элементами квазискола после двойной закалки. Показано, что процессы распада пересыщенного а-твердого раствора протекали стадийно только в

однократно закаленной стали. В результате старения исследованной стали при 400°С вне зависимости от режима закалки зафиксированы рефлексы упорядоченной фазы типа Ре3(№,1Т), имеющей сложную кубическую решетку, которой после однократной закалки предшествует выделение меди.

Коррозия стали 03Х11Н10М2ДТ протекала с максимальной скоростью при 350°С после двойной закалки и с высокой скоростью в более широком интервале температур (350-400°С) после однократной закалки.

РОС ШМОНЛЛЬНАЯ 6;.'£;!И0ТЕКА

ОЭ К» яит

Высокий уровень напряжений кристаллической решетки в закаленном состоянии (2,4-2,6*10-3) в основном был связан с высокой плотностью дислокаций в мартенсите. Старение при 400°С, несмотря на процессы отдыха, сопровождалось незначительным уменьшением величины Да/а как после одно-, так и двукратной закалки из-за высокого уровня микро-искажениий кристаллической решетки.

Глава 5. «Структура, свойства и ЗР №-Co-Cr-Cu-Ti-MCC». Исследована мартенситностареющая сталь сложной системы легирования, которая была разработана в УГТУ-УПИ. Сталь обладает высоким сопротивлением ЗР после старения при 400°С. Состав стали 03Х10Н5К5М2ДТ приведен в табл. 1, исследованные режимы термической обработки - в табл. 2. Подробному исследованию структуры стали на ранних стадиях распада пересыщенного твердого раствора во взаимосвязи с ЗР и КРН посвящена данная глава диссертации.

Дилатометрические исследования стали 03Х10Н5К5М2ДТ после аус-тенитизации при 1050°С и охлаждения на воздухе и в воде не выявили существенного различия в кинетике обратного а у-превращения (стадийность не наблюдалась - табл. 4). Наблюдалось лишь небольшое различие в температуре , обусловленное различной степенью пересыщения твердого раствора. По результатам рентгеноструктурного аназиза в структуре стали в том и в другом случае наблюдали 100% а-фазы.

Резистометрическими исследованиями в условиях изохронного отжига показано, что процессы старения протекали в интервале температур 350-520°С. Распад мартенсита происходил в основном на дефектах кристаллического строения при /¡>0,3 (табл. 5). Просвечивающая электронная микроскопия фольг показала, что структура исследованной МСС представляла собой реечный мартенсит с высокой плотностью дислокаций. После старения при 620°(2 ч) обнаружены частицы округлой формы, выделившиеся по границам мартенситных кристаллов (рис. 20, а -показано стрелкой) и идентифицированные как Я-фаза состава типа (Ре,Со,№)25Сг8Мо10 (рис. 20, б, в).

Исследование процессов старения методом дифференциальной сканирующей калориметрии выявило четыре пика экзотермических эффектов. Первый эффект (270°С и 290°С в зависимости от скорости охлаждения) обусловлен перераспределением атомов внедрения и образованием сегрегации. Второй максимум, связанный с образованием метастабиль-ной фазы, соответствовал температуре 440-450°С и сопровождался значительным тепловым эффектом. Эта стадия плавно переходила в стадию образования стабильной Я-фазы (520-530°С). Следующий пик на термограммах (590°С) соответствовал образованию мелкодисперсных округлых

выделений, наблюдавшихся в электронном микроскопе после старения при 700°С и идентифицированных как фаза Лавеса.

Результаты исследования структуры мартенсита (Л, Да/а) показали, что упрочнение исследованной стали после закалки в воде и старения при 400-450°С в основном связано с измельчением блоков мозаики, в то время как уровень микроискажений кристаллической решетки невелик. Испытания ЗР исследованной МСС после различных режимов старения проводили на воздухе, в воде и при катодном наводороживании в 25%-H2SO4. Максимальная скорость ЗР (2,1*10-7 м/с) наблюдалась на стадии предвыделения R-фазы после старения при 450°С.

Использование взамен хрома элементов, повышающих электродный потенциал стали (медь, молибден, кремний), но оказывающих меньшее влияние на температуру Мн, позволило создать сталь, стойкую к механическому воздействию не только в воде и на воздухе, но и в коррозионной среде. Характер разрушения стали при ЗР был внутризеренным и протекал по механизму квазискола (рис. 21, а). Сталь характеризовалась пониженным содержанием титана и низким уровнем упругих напряжений кристаллической решетки (1,1-1,3*10-3). По этой же причине и вследствие однородности а-твердого раствора коррозионная стойкость стали была высокой,

а характер коррозионного разрушения достаточно равномерным (рис. 21, б).

Таким образом, разработанная №-Со-Сг-Си-Т1-МСС оказалась практически не подвержена ЗР и КРН за счет пониженного содержания титана и другого, чем №3Т1, типа упрочняющей фазы, выделяющейся преимущественно на дефектах кристаллического строения мартенсита (л = = 0,34-0,44), а также невысокого уровня упругих микронапряжений, связанных в основном с измельчением блоков мозаики. Получению однородного а-твердого раствора после закалки способствовала высокая температура аустенитизации.

Глава 6. «Структура и свойства аустенитных Сг-К и Сг-№-К-ста-лей». Исследовано КРН, структура, физико-механические и химические свойства стареющих аустенитных Сг-К и Сг-№-К-сталей; проанализирован характер протекающих в них фазовых превращений и влияние на них никеля. Химический состав, термическая обработка модельных сплавов 0Х21А1 и 0Х18Н2А1 приведены в табл. 1 и 2.

Микроструктура стали 0Х18Н2А1 после закалки представляла собой аустенит с выделениями нитридов по границам зерен (рис. 22, а), мартенсит в структуре практически не наблюдался. После старения при 400°С дополнительных продуктов распада в структуре стали не обнаружено, однако можно отметить появление мартенсита по границам зерен и двойников и в виде линзовид-ных кристаллов (рис. 22, б). Старение при 600°С (рис. 22, в) привело к прерывистому распаду аустенита с образованием двухфазных колоний феррито-нитридной смеси (а+СггИ) по границам зерен. При дальнейшем повышении температуры старения объемная доля прерывисто -го распада аустенита в стали 0Х18Н2А1 увеличилась (рис. 22, г).

С повышением температуры старения наблюдалось немонотонное изменение микротвердости связанное со сложным характером фазовых превращений в ис-

следованных сталях при нагреве (рис. 23). Повышенное для аустенита значение микротвердости в закаленном состоянии объяснялось присутствием в структуре нитридов и образованием при вдавливании инденто-ра деформационного мартенсита. Вблизи температуры 300°С можно отметить небольшое увеличение твердости, обусловленное ранними стадиями распада аустенита. Максимальное упрочнение в стали 0Х18Н2А1 соответствовало температуре 600°С. Дальнейшее повышение температуры нагрева привело к уменьшению микротвердости, обусловленному коагуляцией нит-ридной фазы и процессами обратного а-»у-превращения.

Дилатометрические исследования проводили для стали OX18H2A1 после закалки от 1200°С в воде со скоростью нагрева и охлаждения 3°/мин. В интервале температур нагрева от 20 до 600°С фазовые превращения не наблюдались. Дилатометрический эффект в интервале температур 600-680°С, сопровождавшийся увеличением

размеров образца, был обусловлен появлением в структуре феррита в виде продуктов прерывистого распада аустенита по реакции: у —> а + + Cr2N. При температуре 680°С превращение завершилось, и в интервале температур 680-780°С в сплаве протекало обратное а у-превращение, которое, согласно дилатометрическому эффекту, развивалось в два этапа: а обогащенном и обедненном хромом и азотом a-твердом растворе {МП - -0,05%), соответственно при Аш = 680°С и АН2 = 750°С (МП = = -0,20%). Неоднородность а-твердого раствора была обусловлена исходной неоднородностью аустенита и наличием нитридов хрома по границам зерен. Образовавшийся в результате обратного превращения аус-тенит также был неоднороден по составу, так как при последующем охлаждении с высокой скоростью было зафиксировано две мартенсит-ных точки для обедненного (МН) = 430°С) и обогащенного аустенита (Мц2 = 200оС). Мартенсит, образовавшийся после охлаждения, имел различную морфологию: большую часть структуры составлял тонкодисперсный мартенсит, наблюдался также линзовидный мартенсит, расположенный в центре, бывшего аустенитного зерна на фоне аустенита

(~6%). Тонкодисперсный мартенсит образовался из обедненного у-твер-дого раствора, а линзовидный - из обогащенного.

Резистометрические исследования в режиме изохронного старения проводили для сталей 0Х21А1 и 0Х18Н2А1 после закалки от 1200°С, с выдержкой при каждой температуре 2,5 ч (рис. 24). Можно отметить практически полное совпадение резистограмм, отличающихся только

величиной резистометрического эффекта в области прерывистого распада вследствие различной его полноты. При нагреве в интервале температур от 100 до 180°С уменьшение электросопротивления связано с образованием сегрегации атомов азота на дислокациях. При дальнейшем нагреве (180-330°С) электросопротивление сталей несколько повысилось, что могло быть связано с образованием промежуточной упорядоченной фазы, имеющей более высокое электросопротивление и переходящей при более высокой температуре (330-570°С) старения в стабильную нит-ридную фазу. В интервале температур 570-660°С протекал прерывистый распад, более интенсивно - в стали с никелем.

Согласно результатам рентгеноструктурного фазового анализа стали 0Х18Н2А1 после закалки от 1200°С (табл. 7), а также в состаренном при 400°С состоянии, структура его состояла практически из 100% аустенита, без учета нитридов хрома по границам зерен. Сравнение фазового состава стали в исходном состоянии и после КРН (со стороны излома) указывает на образование деформационного мартенсита перед фронтом растущей трещины. Согласно дифрактограммам, полученным с изломов образцов, линия 110а представляла собой дублет, отвечающий двум межплоскостным расстояниям. Меньшему из них (201 = 52,3°) соответствовал мартенсит ((ХмО, образовавшийся из обедненного аустенита, болыпе-му - мартенсит образовавшийся из обогащенного

аустенита. В изломе образца стали 0Х18Н2А1 после закалки присутствовало 24% мартенсита и 6% мартенсита В результате старения при 400°С содержание мартенсита ам1 в изломе практически не изменилось в то время, как содержание мартенсита аМ2 повысилось на 10%, как результат образования мартенсита из обогащенного аустенита, подверг-

0 250 500 750

Рис.24. Влияние температуры изохронного (2,5 ч) старения на изменение удельного электросопротивления сталей 0Х21А1 (1) и 0Х18Н2А1 (2)

шегося распаду. Старение при 600°С привело к образованию продуктов прерывистого распада а+СггМ, в результате чего в исходном состоянии в структуре стали наблюдали 44% арфазы, образовавшейся из обедненного аустенита, т.е. феррита, и 6% мартенсита ам2- В результате КРН в изломе образца количество аМ!-фазы увеличилось за счет мартенсита деформации, а количество мартенсита а^ практически не изменилось (табл:8). Таблица 8

Результаты рентгеноструктурного фазового анализа сплава 0Х18Н2А1

Режим термообработки Содержание фаз*,"/«

в исходном состоянии на поверхности излома

У «I °М2 У ОМ1 «М2

Закалха от 1200°С 100 - - 70 24 6

Закалка + 400°С 100 - - 62 22 16

Закалка + 600°С 50 44 « 28 64 8

Закалка + 700°С - 100' - - 100 -

* в фазовом составе сплавов не учтены нитрид Сг^ н о-фаза, слабые линии которых присутствовали иа дифрактограммах закаленных и состаренных при 600°С сплавах.

Относительное снижение прочности после низкотемпературного (<400о) старения составляло около 35-45%. Повышение температуры старения, сопровождающееся распадом аустенита по прерывистой реакции, привело к уменьшению этого показателя до 30 и 18% соответственно после старения при 600 и 700°С. Показано, что значения Стки Опдля стали с никелем оказались ниже как в закаленном, так и во всех термоупроч-ненных состояниях, а Да, наоборот, выше, из чего следует, что она больше склонна к КРН.

Закаленная, а также состаренная при 400°С сталь 0Х18Н2А1 разрушалась при КРН хрупко и межзеренно (рис. 25, а, б), при этом разрушение не было связано с нитридами, расположенными по границам зерен. В изломе образцов после старения при 400°С наблюдались участки, в которых трещина КРН распространялась, по-видимому, вдоль кристаллов мартенсита деформации, образовавшегося в стали 0Х18Н2А1 пред фронтом растущей трещины (рис. 25, в). После отпуска при 600°С сопротивление сталей КРН повысилось, и межзеренное хрупкое разрушение сменилось квазисколом, связанным с колониями прерывистого распада (рис. 25, г, д).

Зависимость скорости коррозии в 20%-№0 от температуры старения сталей 0X21А1 и 0Х18Н2А1 отражала стадийность процессов старения пересыщенного твердого раствора. Наибольшая скорость коррозии сплавов соответствовала температуре старения ~ЗЗ0°С, что подтверждает воз-

можность образования промежуточной упорядоченной фазы. После старения при 400°С наблюдалось снижение скорости коррозии, вызванное образованием стабильной фазы нитрида хрома СгК Старение при 600°С сопровождалось новым повышением скорости коррозии сталей. Это изменение коррозионных свойств было вызвано прерывистым распадом с образованием колоний растущих от границы вглубь зерна

аустенита.

Рис.25. Фрактограммы КРН в 20%-КаС1 сплава 0Х18Н2А1: а - после закалки от 1200°С; б - после старения при 400°С; в, г - при 600°С; д - при 700°С

Расчет модуля нормальной упругости по методике вдавливания ин-дентора для сталей 0Х21А1 и 0Х18Н2А1 показал, что после старения при 300°С (рис. 26) его значения повысились, с постепенным восстановлением при увеличении температуры старения. Аномальное поведение сталей, которое проявлялось в уменьшении модуля нормальной упругости, а также увеличении электросопротивления и скорости коррозии после старения при этой температуре, вероятнее всего связано с образованием упорядоченной фазы и -полиморфным превращением после охлаждения обедненного аустенита.

Показано, что введение в Сг-К-сталь 2% никеля интенсифицирует процессы старения аустенита как на стадии непрерывного, так и прерывистого распада, что связано с уменьшением растворимости азота в хромистом аустените в присутствии никеля.

Результаты анализа образования текстуры в стали 0Х18Н2А1, полученные методом обратных полюсных фигур, приведены в табл. 9. В у-фазе анализировали только четыре наиболее интенсивных для данной фазы

220000

200000

« С

; 180000

ш

линии: 111, 200,220 и 311; в а-фазе - три: 110,211 и 200. Согласно результатам текстурного анализа, в изломе стали 0Х18Н2А1 после КРН отчетливо проявилась повышенная полюсная плотность ориентировки сохранившаяся после всех исследованных режимов термообработки, величина которой после старения при 600°С составила 1,9. Это значение полюсной плотности соответствовало в основном, обедненному твердому раствору, так как его содержание в изломе составило 65%, а обогащенного - только 8%.

В образованном из обогащенного тек-стурованного аустенита мартенсите аМ2 стали 0Х18Н2А1 предпочтительная ориентировка 100 наблюдалась после нагрева при 400°С и соответствовала максимальному количеству этой фазы (табл. 8). Повышенные значения полюсной плотности ПО после закалки и закалки со старением при 400°С наблюдались и в обедненном мартенсите (1,2 и 1,3, соответственно). Отпуск при 600°С привел к ее размытию за счет образования феррита по прерывистой реакции, имеющего другую ориентировку. В обедненном -твердом растворе после отпуска при 600°С, когда объемная доля прерывистого распада была максимальной и составила 44%, наблюдались предпочтительные ориентировки 100 и 211. Из чего следует, что обедненный мартенсит и феррит в колониях прерывистого распада, образовавшийся из обедненного аустени-та, имеют одну и ту же общую компоненту текстуры 100.

160000

140000

600

Рис.26. Зависимость модуля нормальной упругости закаленных от 1200°С сплавов 0Х21А1 (I) и ОХ18Н2А1 (2) от температуры старения

Таблица 9

Полюсная плотность в изломе стали 0Х18Н2А1 после КРН

Режим термообработки В у-фазе В а-фазе

Р.,1 Р.00 Рио Рэп Рио Ргн Р|00

Закалка от 1200°С 1.1 - 1.3 1.5 1,2/1.0' 0,5/0,9 0,7/0,8

Закалка + 400°С, 2 ч 1,0 0,9 1.5 0,8 1,3/0,9 0,4/0,9 0.4/1,3

Закалка + 600°С, 2 ч 0,9 0,6 1,9 1.0 0,7/- 1.2/- 1,8/-

* в числителе полюсная плотность, рассчитанная по линии обедненного твердого раствора вм|> с меньшим межплоскостным расстоянием, в знаменателе - по линии обогащенного твердого раствора ам2, с большим межплоскостным расстоянием.

Исследование текстуры стали 0Х18Н2А1 в зависимости от температуры старения проводили также и методом Шульце в Мо-излучении на отражение от плоскостей {220}у. На основе съемки в широком диапазоне углов Вульфа Брэгга (до 80°) и использования ФРО построены полные полюсные фигуры. Показано, что после закалки от 1200°С в аустените сохранились аксиальные текстуры ковки (100) и (111), но также появилась ограниченная трехкомпонентная симметричная текстура рекристаллизации: {110}(001), {111}(112), {100}(011) и несимметричная компонента (117)[110], смещенная относительно направления ковки на 20°. Старение при 300°С, 2 ч не внесло существенных изменений в полюсную фигуру, закаленной стали 0Х18Н2А1. После старения при 400°С, 2 ч наблюдалось исчезновение текстур ковки, сохранение ограниченной симметричной текстуры {110}(001), {111}(112), {100}(011) и появление новой симметричной компоненты {130}(001). Старение при 500°С, 2 ч не внесло существенных изменений в текстуру стали, состаренной при 400°С.

Показано, что степень и характер КРН исследованных Сг-К-сталей зависят от режима термоупрочнения. В состаренном при 350°С относительное снижение прочности составило 45%, в закаленном и после старения при 400°С состоянии - 35%, разрушение протекало по механизму межзеренного скола, дальнейшее повышение температуры привело к повышению сопротивления сплавов КРН (30,18% соответственно после 600 и 700°С) и разрушению предпочтительно квазисколом. Показано, что сплав с никелем более склонен к КРН.

По результатам комплексного исследования модельных сплавов 0Х21А1 и 0Х18Н2А1 было установлено, что распад аустенита при нагреве протекает в несколько стадий и сопровождается образованием мартенсита при охлаждении. Показано, что ранние стадии распада аустени-та характеризуются увеличением микротвердости,. электросопротивления, скорости коррозии, а также модуля нормальной упругости в области температур 300-350°С. Полученные экспериментальные данные свидетельствуют об образовании упорядоченной фазы, на которой зарождается стабильная фаза предпочтительной ориентировки.

Установлено наличие кристаллографической текстуры в закаленной и после старения при 400°С стали 0Х18Н2А1, показана эволюция текстуры ковки при последующей закалке и старении аустенита, а также в процессе КРН. Показано, что наследование текстуры происходит путем сохранения одной из компонент предшествующей обработки. Согласно результатам текстурного анализа, на ранних стадиях старения исследованной стали протекает процесс, сопровождающийся распадом обогащенного у-твердого раствора предположительно с образованием упорядоченной фазы и дестабилизацией обедненного у-твердого раствора,

с образованием мартенсита при охлаждении и/или КРН с выраженной предпочтительной ориентировкой. Указанные особенности фазовых превращений в Сг-К и Сг-№-К-ВАС ответственны за хрупкое разрушение при КРН.

Глава 7. Способы оптимизации структурного состояния высокопрочных стареющих сталей для повышения их сопротивления ЗР и КРН

В результате проведенного комплексного исследования структуры высокопрочных стареющих сталей во взаимосвязи с ЗР и КРН установлено, что на ранних стадиях распада а- и у-твердых растворов в №-Т1-МСС и Сг-ВАС наблюдается повышение твердости, электросопротивления, скорости коррозии, а также аномальные изменения модуля нормальной упругости, что связывается с образованием упорядоченной фазы, сопровождающимся -превращением при охлаждении и/или упругом нагружении и образованием текстуры. Данному механизму фазовых превращений способствуют:

- химическая неоднородность основного твердого раствора, что делает возможным протекание в нем процессов упорядочения при нагреве;

-высокие упругие микронапряжения, обеспечивающие диффузию атомов в их поле на ранних стадиях старения, в отличие от диффузии в поле напряжений дислокаций, требующей перемещений атомов на расстояния, большие межатомных;

- наличие текстуры в закаленном а- или у-твердом растворе и ее наследование при последовательных фазовых превращениях.

На примере М-И-МСС показано, что об однородности <* -твердого раствора можно судить по характеру обратного -превращения: одностадийному в однородном и многостадийному в неоднородном твердом растворе. Из табл. 4 видно, что сталь 03Х10Н5К5М2ДТ, имеющая высокое сопротивление ЗР, однородна по химическому составу.

Другим важным фактором склонности к ЗР является температура Мн, определяющая уровень микронапряжений и однородность фазового состава стали: чем ниже Мн, тем и больше остаточного аустенита, выше уровень микронапряжений и вероятность хрупкого межзеренного разрушения вследствие Уост-><*'-превращения при ЗР. Этому условию отвечает сталь 03Х11Н10М2Т (табл. 4). Наличие текстуры зависит от предыстории стали: чем больше операций нагревов перед закалками или чем выше нагрев, тем больше вероятность размытия текстуры ковки и рекристаллизации в МСС.

Отсутствие корреляции склонности МСС к ЗР и размера блоков когерентного рассеяния объясняется тем, что для кристаллографически упорядоченного распада пересыщенного твердого раствора плотность

дислокаций не является важным параметром тонкой структуры, в отличие от микроискажений кристаллической решетки, так как на этой стадии не наблюдается предпочтительного распада а-твердого раствора на дислокациях.

На основе результатов исследования структуры, фазовых превращений и физико-механических свойств, а также закономерностей ЗР и КРН показано, таким образом, что для повышения сопротивления исследованных высокопрочных стареющих сталей ЗР и КРН необходимо получение в них структуры однородного а- или у-твердого раствора без выраженной текстуры. В Ni-Ti-MCC это достигается сложными режимами объемной закалки или лазерной закалкой с оплавлением поверхности, либо созданием (использованием) сталей с другим, чем №/Л, типом упрочняющих фаз. Кроме того, рациональное легирование позволяет регулировать температуру МН- Предложены конкретные пути оптимизации структурного состояния сталей для повышения их сопротивления замедленному разрушению и коррозионному растрескиванию под напряжением.

Одним из способов повышения сопротивления МСС ЗР является усложнение режимов закалки с целью устранения острой кристаллографической текстуры закаленного а- или у-твердого раствора. В результате этого существенно повышаются физико-механические и химические свойства сталей, резко снижается скорость роста трещины при ЗР и коррозии, изменяется характер разрушения от хрупкого межзеренного к квазисколу.

Предлагается использовать лазерную закалку с оплавлением поверхности для деталей из высокопрочных стареющих мартенситных или аустенитных сталей, работающих под действием статической нагрузки в коррозионных средах. В этом случае на несколько порядков снижается скорость роста трещины по сравнению с не обработанной лазером сталью, что связано с рекристаллизационными процессами, протекающими при лазерном нагреве, а также с образованием тонкого (примерно 40 мкм) барьерного слоя, обогащенного титаном и алюминием.

Одним из эффективных способов борьбы с ЗР и КРН МСС является рациональное легирование. Разработанная сложнолегированная сталь 03Х10Н5К5М2ДТ, содержащая после закалки 100% мартенсита, обладала повышенным сопротивлением ЗР на воздухе и в воде, а также КРН в 3,5%-№С1. Распад пересыщенного а-твердого раствора в стали начинался при 450°С с образования Я-фазы, имеющей на ранних стадиях старения преимущественно округлую форму частиц, выделяющихся, согласно результатам анализа резистометрических исследований и сопоставления их с литературными данными, предпочтительно на дефектах кристаллического строения (п - 0,38-0,44). Указанные свойства стали были обус-

ловлены совокупностью взаимосвязанных факторов: высокой температурой аустенитизации (1050°С), обеспечившей получение более однородного у- и а-твердых растворов и возможность протекания рекристалли-зационных процессов в аустените, пониженным содержанием титана в стали и низким уровнем упругих напряжений в кристаллической решетке мартенсита (высокая температура Мн).

Разработанная мартенситностареющая сталь ОЗХ1ОН5К5М2ДГ прошла опытно-промышленное опробование в качестве материала хлорных компрессоров типа РЖК 1800/1,5 титано-магниевого производства в условиях Запорожского титано-магниевого комбината, что обеспечило повышение их надежности и долговечности в 2-4 раза.

Разработанная мартенситностареющая сталь также успешно опробована в качестве порошковой проволоки на предприятии ЗАО «Завод сварочных материалов» в качестве упрочняющего коррозионностойкого покрытия рабочей поверхности высоконагруженных изделий современной техники, работающих в условиях проявления ЗР и КРН. Твердость рабочей поверхности после термообработки составила 44 ИЯС, скорость роста трещины в наплавленном слое при ЗР составила 0,1*10* м/с, что на порядок меньше по сравнению с наплавленной мартенситностарею-щей сталью широко известной марки 01Н18М4Г.

Заключение

На основании ранее проведенных исследований коррозионных и кор-розионно-механических свойств сталей аустенитного класса (на Бе-Сг-, Бе-Сг-№-, Бс-Мп- и Бе-Сг-Мп-основах с углеродом), упрочняемых механической и термомеханической обработками с целью использования эффекта метастабильности аустенита, а также сталей мартенситного класса, упрочняемых старением, и переходного класса выявлены общие закономерности их хрупкого разрушения в коррозионных средах, заключающиеся в том, что зависимость скорости коррозии и коррозионно-механического разрушения от степени метастабильности а- или у-твердого раствора носит немонотонный характер, имеющий максимум при фазовых превращениях, сопровождающихся сохранением или некоторым изменением текстуры исходного метастабильного твердого раствора. Указанная особенность фазовых превращений является также одним из факторов сохранения текстуры в высокопрочных сталях в процессе их термической и термомеханической обработок. На примере аустенитной стали 12Х18Н9Г показано, что после предварительной холодной деформации, когда в аус-тените сформирована острая текстура, при последующем кавитационно-коррозионном воздействии образуется мартенсит деформации предпочтительной ориентировки, унаследованной от текстуры деформации аус-

тенита. На примере мартенситностареющих сталей 03Н18КЗМЗТ и 03Х11Н10М2Т показано, что после старения в мартенсите также наблюдается текстура. Исследованием новых Сг-высокопрочных сталей со сверхравновесным содержанием азота (ВАС) и нитридным упрочнением выявлена текстура аустенита на начальных стадиях старения и высокая склонность его к КРН. На примере стали 0Х18Н2А1 показана эволюция текстуры аустенита в процессе технологических операций термической и термомеханической обработок.

Результаты проведенных в данной работе исследований позволили предложить способы оптимизации структуры высокопрочных стареющих сталей, предотвращающие сохранение в них острой текстуры, для повышения их сопротивления замедленному разрушению и коррозионному растрескиванию под напряжением.

Основные выводы

1. Развиты представления о механизме ЗР МСС, которое рассматривается как один из вариантов КРН, протекающего по механизму водородного охрупчивания со скоростью, зависящей, в основном, от химического состава и режима старения стали.

2. На основе систематических исследований кинетики старения МСС пяти систем легирования после различных режимов закалки установлены закономерности начальных стадий старения, влияющие на рост трещины с максимальной скоростью.

3. Показано, что стадии старения, отвечающей ЗР МСС на Бе-№-Т1-основе с максимальной скоростью роста трещины, соответствуют процессы образования промежуточной упорядоченной фазы типа Ре3(№,Т1), имеющей сложную кубическую решетку типа Б03. Предложена кристаллографическая модель ранних стадий распада пересыщенного а-твердо-го раствора и вид ориентационной связи выделяющихся в процессе старения фаз с матричным а-твердым раствором.

4. В исследованных №-Со-Т1-МСС и Сг-№-ВАС после закалки выявлена кристаллографическая текстура, унаследованная от текстуры ковки в результате ориентированного характера процессов рекристаллизации и уз=±а-превращений при закалке. Установлено, что на ранних стадиях старения распад пересыщенного а- или у-твердого раствора сопровождается у—>а-превращением, протекающим при охлаждении и/или приложении внешней упругой нагрузки в процессе ЗР и КРН. Определены факторы, способствующие сохранению или размытию текстуры в МСС.

5. Разработана новая №-Со-Сг-Си-ТьМСС сталь, отличающаяся высоким сопротивлением ЗР и КРН, что обусловлено пониженным содержанием титана и образованием при старении интерметаллидной Я-фазы,

отличной по составу от фазы №3Ть Сталь прошла промышленное опробование в условиях титано-магниевого производства и в качестве порошковой проволоки для наплавки ответственных деталей высоконагружен-ных изделий, работающих в коррозионных средах.

6. Разработаны способы оптимизации структурного состояния высокопрочных стареющих сталей путем использования комбинированных режимов закалки, или лазерной закалки с оплавлением поверхности.

Автор выражает благодарность к.т.н. Чумаковой Л.Д. и к.т.н. Хады-еву М.С. за помощь в проведении эксперимента.

Список основных публикаций по материалам диссертации

1. Бенино (Березовская) В.В. Исследование кавитационно-коррози-онного разрушения сталей 1Х18Н10Т и 3X13. В сб. трудов IV Уральской школы металловедов-термистов «Современное состояние металловедения и термической обработки металлов и сплавов». Свердловск. 1976. С. 46-47.

2. Карасюк Ю.А., Кочеров В.И., Бенино (Березовская) В.В. О соотношении коррозионного и эрозионного факторов в кавитационном разрушении металлов //ФХММ. 1976. Т. 12, №5. С. 87-91.

3. Березовская В.В., Векслер Ю.Г., Кочеров В.И., Зуйкова Т.М. Характеристика коррозионно-кавитационного разрушения стали ЭИ-943 в растворах Н3РО4 //Защита металлов. 1979. Т. 15, вып. 5. С. 375-377.

4. Березовская В.В., Ездакова А.В. Влияние стабильности и фазового состава сталей на их кавитационные и коррозионные свойства в активных средах. В сб. трудов УП Уральской школы металловедов-термистов «Достижения в металловедении и прогрессивные методы термической обработки сталей и сплавов». Свердловск-Пермь. 1981. С. 32-33.

5. Богачев И.Н., Маслакова Т.М., Березовская В.В. Влияние режима обработки на свойства стали переходного аустенито-мартенситного класса. В межвуз. сб. «Термическая обработка и физика металлов». Свердловск. 1981. С.4-11.

6. Векслер Ю.Г., Березовская В.В. Исследование коррозионных свойств сталей при кавитации в растворах фосфорной кислоты. В сб. трудов УШ Уральской школы металловедов-термистов «Современные проблемы металловедения и термической обработки металлов». Свердловск-Пермь. 1983. С.96-97.

7. Березовская В.В., Звигинцев Н.В., Осминкин В.А. Структура, особенности старения и коррозионные свойства сплавов Бе-Сг-Со //Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1983. №12. С. 81-86.

8. Березовская В.В., Векслер Ю.Г., Дьячков А.А. Кавитациониая стойкость мартенситностареющей стали на Бе-Сг-М-основе. В сб. тру-

дов Краевой научно-практической конф. «Повышение эффективности технологии и качества продукции цветной металлургии». Красноярск.

1984. С. 102-103.

9. Березовская В.В., Векслер Ю.Г., Звигинцев Н.В. и др. Мартенсит -ностареющая нержавеющая сталь. Авт. св. СССР № 1165719, БИ № 25,

1985.

10. Березовская В.В., Хадыева Д.Ф. Влияние старения на свойства мартенситностареющей Ре-Сг-№-Со-стали. В сб. трудов IX Уральской школы металловедов-термистов «Достижения в области металловедения и термической обработки металлов». Свердловск-Пермь. 1985. С. 22-23.

11. Березовская В.В., Векслер Ю.Г., Манакова Н.А. Влияние предварительной холодной деформации на кавитационно-коррозионную стойкость стали 12Х18Н9Т //МиТОМ. 1986. №6. С. 57-59.

12. Звигинцев Н.В., Березовская В.В., Хадыев М.С., Рудычев А.С. Структура, механические свойства и кавитационно-коррозионная стойкость стали 03Х10Н5К5МЗДТЮС //ФММ. 1986. Т. 62, вып. 5. С. 1014-1019.

13. Березовская В.В., Хадыева Д.Ф. Влияние холодной деформации на кавитационную эрозию стали 12Х18Н9Т в коррозионной среде. В сб. трудов X Уральской школы металловедов-термистов «Ускорение научно-технического прогресса в металловедении и термической обработке сталей и сплавов». Устинов. 1987. С. 15.

14. Березовская В.В., Звигинцев Н.В., Антипин А.В. Особенности деформации и кинетики кавитационного разрушения нержавеющих сталей в активных средах. В межвуз. сб. «Термическая обработка и физика металлов». Свердловск. 1987. С. 118-125.

15. Березовская В.В. Структурные факторы, определяющие стойкость сталей при работе в агрессивных средах в условиях кавитации //МиТОМ. 1987. №11. С.50-56.

16. Звигинцев Н.В., Насекан А.Ф., Березовская В.В. и др. Сталь. Авт. св. СССР № 1407093 (ДСП), 1988.

17. Березовская В.В., Векслер Ю.Г. Коррозионная и кавитационная стойкость стали 95X18 //МиТОМ. 1988. №8. С. 56-61.

18. Березовская В.В., Маслич Л.Ю. Влияние структуры на коррозионные свойства мартенситностареющих сталей. В сб. трудов XI Уральской школы металловедов-термистов «Проблемы металловедения и термической обработки сталей и сплавов». Пермь. 1989. С. 27.

19. Березовская В.В., Гладковский СВ., Звигинцев Н.В. Влияние режимов старения и характера коррозионной среды на трещиностойкость Ре-Сг-№-Мо-мартенситностареющей стали. В сб. трудов V Республ. конф. «Коррозия металлов под напряжением и методы защиты». Львов. 1989. С. 177.

20. Березовская В.В., Звигинцев Н.В., Хадыев М.С. Структура и коррозионные свойства Fe-Cr-Ni-Mo-мартенситностареющих сталей //Защита металлов. 1991. Т. 27, вып. 5. С. 737-742.

21. Березовская В.В., Гладковский СВ., Эфрос Б.М. и др. Влияние среды на склонность мартенситностареющей стали типа 01Н18М4Т к замедленному разрушению. В сб. трудов IV Республ. научно-техн. конф. «Повышение надежности и долговечности машин и сооружений». Киев. 1991. С. 23-27.

22. Березовская В.В., Гладковский СВ. Влияние старения на трещи-ностойкость Fe-Ni-Mo-Ti-мартенситностареющей стали на воздухе и в коррозионной среде. В сб. трудов VI Совещания по старению металлических сплавов «Фундаментальные и прикладные аспекты исследований структуры и свойств стареющих сплавов». Екатеринбург. 1992. С.89.

23. Березовская В.В., Звигинцев Н.В., Круглое А.А. Замедленное разрушение Fe-Ni-Mo-Ti-мартенситностареющих сталей в коррозионной среде //ФММ. 1992. №5. С 88-94.

24. Berezovskaya V.V., Zvigintsev N.V., Kruglov A.A. Delayed Failure of Fe-Ni-Mo-Ti Maraging Steels in Corrosive Medium //The Physics of Metals and Metallography. Vol. 73. No. 5. 1992. P. 509-513.

25. Berezovskaya V.V., Veksler Y.G., Zvigintsev N.V. Structural Deformation Aspects of Delayed Failure of Maraging Steels in Environments. Collection of Abstracts of International Conference «Fracture mechanics: Successes and Problems» Part I. Lviv. 1993. P.294.

26. Березовская В.В., Грачев СВ., Токарева С.Н. Особенности структуры, свойства и замедленное разрушение мартенситностареющей стали после лазерной закалки. В сб. трудов Регион, научно-техн. конф. «Новые материалы и технологии в машиностроении». Тюмень. 1997. С. 36-37.

27. Березовская В.В., Ширшов А.В. Влияние режима нагрева под закалку на замедленное разрушение мартенситностареющей стали 03Х11Н10М2ДТ. В сб. трудов XIV Уральской школы металловедов-термистов «Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов». Ижевск-Екатеринбург. 1998. С. 148-149.

28. Березовская В.В., Эфрос Б.М., Гладковский СВ., Березовский

A.В. Замедленное разрушение двухфазной метастабильной Fe-Mn-стали посоле гидропрессования. В сб. трудов мемориального симпозиума акад.

B.Н. Гриднева «Металлы и сплавы: фазовые превращения, структура, свойства». Киев, 14-18 сентября, 1998. С79.

29. Efros B.M., Shishkova N.V., Berezovskaya V.V., Tyutenko V.S. Deformation Martensite Transformation Effect on Slow-Down Failure in (y+e)-Fe-Mn-Alloys. Kurdyumov memorial international conference on martensite «KUMICOM'99».Abstracts. Moscow. 1999. P. 95-96.

30. Efros B.M., Shishkova N.V., Berezovskaya V.V., Konakova I.P. Hydrogen Influence on Slow-Down Fracture of Maraging Steels. Hydrogen Materials Science and Chemistry of Metal Hydrides. Abstracts book ofNATO International Conference. Katsiveli-Yalta. 1999. P. 350-351.

31. Грачев СВ., Березовская В.В., Кибальник, В.Д., Хадыев М.С., Ширихин В.Б. Структура, механические свойства, замедленное разрушение и коррозионное растрескивание мартенситностареющей стали на Fe-Cr-Ni-основе. В сб. трудов XXXV Семинара «Актуальные проблемы прочности. Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов». Псков. 1999. С. 396-402.

32. Березовская В.В., Ширихин В.Б. Изменение структуры и замедленное разрушение мартенситано-стареющей стали после лазерной закалки. В сб. трудов V Межгосуд. семинара «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий - MHT-V». Обнинск.

1999. С. 49.

33. Березовская В.В., Эфрос Б.М., Гладковский СВ., Березовский А.В. Замедленное разрушение двухфазной метастабилыюй Fe-Mn-стали после гидропрессования //Металлофизика и новейшие технологии», 2000. Т. 22, № 1. С. 40-44.

34. Березовская В.В., Ширихин В.Б. Кинетика распада пересыщенного твердого раствора мартенситностареющей стали 03Х12Н12М2Т. В сб. трудов XV Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Екатеринбург.

2000. С. 78.

35. Эфрос Б.М., Березовская В.В., Конакова И.П., Бейгельзимер Я.Е. и др. Влияние условий термопластической обработки на замедленное разрушение мартенситностареюших сталей //ФТВД. 2000. Т. 10. №3. С 28-38.

36. Березовская В.В., Грачев С.В., Минеев Ф.В., Титорова Д.В., Ширихин В.Б. Роль текстуры в процессах старения и замедленного разрушения мартенситностареющей стали //МиТОМ: 2001. №2. С. 21-24.

37. Березовская В.В., Грачев С.В., Ширихин В.Б. Исследование замедленного разрушения и начальных стадий распада пересыщенного твердого раствора мартенситностареющих сталей //Металлы. 2001. №2. С 48-54.

38. Березовская В.В., Эфрос Б.М. Влияние мартенситных превращений на замедленное разрушение (Y+e)-Fе-Мn-сплавов //Материаловедение. 2001. №3. С. 33-37.

39.Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М., Березовская В.В., Дымов А.В. Влияние химического состава и термической обработки на коррозионные свойства высокоазотистых сплавов на основе железа, содержащих 15-24% Сг //Металлы. 2001. №3. С. 26-34.

40. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М., Дымов А.В., Березовская В.В. Новые аустенитные хромазотистые сплавы на основе железа. В сб. трудов VI Всероссийской конференции к 100-летию со дня рождения К.А. Малышева «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов». Екатеринбург. 2001. С. 21.

41. Банных О.А., Блинов В.М., Костина М.В., Березовская В.В., Силина Ю.В. Коррозионные свойства Fe-Cr-сплавов со сверхравновесным содержанием азота. Там же. С. 60.

42. Березовская В.В., Волков В.П., Лобанова Т.Г., Ширихин В.Б. Структура, свойства и сопротивление коррозионному растрескиванию деформационно-упрочненной немагнитной стали с азотом. Там же. С. 69.

43. Березовская В.В., Грачев С.В., Ширихин В.Б. Особенности фазовых превращений в мартенситностареющих сталях, как основной фактор охрупчивания в условиях длительного воздействия статической нагрузки. В сб. трудов XVI Уральской школы металловедов-термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов». Уфа. 2002. С. 32-34.

44. Березовская В.В., Юровских В.В., Вальков Е.В. Аномалии упругих свойств мартенситностареющей Fe-Ni-Co-стали, подверженной сильному замедленному разрушению. Там же. С. 156.

45. Березовская В.В. О природе высокой склонности Fe-Ni- и Fe-Ni-Co мартенситностареющих сталей с титаном к замедленному разрушению // Металлы. 2003. №5. С. 42-53.

46. Efros B.M., Berezovskaya V.V., Gladkovskii S.V., Loladze L.V. Effect of hydrogen on delayed failure of hep epsilon-steels based on Fe-Mn solid solution. Abstr. Of VIII Int. Conf. «Hydrogen Materials Science and Chemistry of Carbon Nanomaterials». Sudak. 2003. P. 1098-1101.

47. Березовская В.В. Структура, фазовые превращения и физико-механические свойства высокопрочных конструкционных сталей, подверженных хрупкому разрушению в условиях механического и химического воздействия. В кн. Проблемы повышения контактной прочности металлических сплавов. Екатеринбург. 2004. С. 189-211.

48. Березовская В.В., Архангельская А.А. Кристаллографическая модель ранних стадий распада пересыщенного твердого раствора Fe-Ni-Co-Ti-мартенситностареющей стали. В сб. трудов XVII Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Киров-Екатеринбург. 2004.С. 7.

49. Голяков И.В., Березовская В.В., Гервасьев М.А. Резистометричес-кие исследования процессов распада пересыщенного твердого раствора в Fe-Cr-N-сталя. Там же. С П .

V 1648*

50. Березовская В.В. О природе хрупкого разрушения стареющих мартенситных и аустенитных сталей с интерметаллидным и нитридным упрочнением в условиях длительного воздействия статической нагрузки и коррозионной среды. Там же. С. 96-98.

Подписано в печать 23 августа 2004 г. Формат 60x84/16 Бумага писчая. Плоская печать. Тираж 100 экз. Заказ 121

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

ВВЕДЕНИЕ 6 АНАЛИЗ СОСТОЯНИЯ ПРОБЛЕМЫ

1. Мартенситностареющие стали (МСС)

1.1. Общая характеристика сталей "

1.2. Классификация и принципы легирования МСС

1.3. Термическая обработка МСС

1.4. Влияние условий нагрева и охлаждения на структуру МСС

1.5. Роль дефектов структуры в процессах старения сплавов

1.6. Природа высокой пластичности и вязкости МСС

2. Аустенитные высокопрочные Сг-стали с азотом (£0,4 мае.%)

2.1. Влияние азота на свойства Сг-И-сталей

2.1.1. Механические свойства

2.1.2. Коррозия Сг-Н-сталей

2.2. Факторы, влияющие на структуру и свойства Сг-Ы-сталей

2.2.1. Режимы закалки

2.2.2. Режимы старения

2.2.3. Содержание легирующих элементов

3. Стали с метастабильным аустенитом

4. Разрушение вусловиях коррозионно-механического воздействия

411. Замедленное разрушение сталей

4.1.1. Механизмы и факторы замедленного разрушения

4.1.2. Влияние водорода на замедленное разрушение сталей

4.2. Коррозионное растрескивание под напряжением

4.2.1. Охрупчивание, связанное с водородом

4.2.2. Локальное анодное растворение

4.3. Коррозионная усталость

4.4. Кавитационно-коррозионное разрушение

5. Механика коррозионно-механического разрушения сталей

6. Анализ литературных данных и постановка задачи исследования

6.1. Основные факторы регулирования химических свойств высокопрочных стареющих сталей

6.2. Коррозионно-механическое разрушение высокопрочных сталей

6.3. Постановка задачи исследования 50 РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА. АНАЛИЗ И ОБСУЖДЕНИЕ

1. Характеристика исследованных сталей

1; 1 .Химический состав сталей

1.2.Выплавка, термообработка, изготовление образцов

2. Структура, свойства и ЗР Ni-Ti и Ni-Co-Ti-MCC

2.1. Механические свойства исследованных МСС

2.2. Роль коррозионной среды в ЗР МСС

2.3. Механика ЗР МСС

2.4. Модель ЗР МСС

2.5. Фрактография ЗР МСС

2.6. Кинетика и механизм старения МСС

2.6.1. Рентгеноструктурные исследования

2.6.2. Резистометрические исследования

2.6.3. Дифференциальный термический анализ

2.6.4. Термоактивационный анализ

2.6.5. Электронномикроскопические исследования

2.7. Коррозионные свойства исследованных МСС

2.8. Фазовые а<->у-превращения в МСС

2.8.1. Дилатометрические исследования

2.8.2. Электронномикроскопические исследования

2.9. Исследование текстуры в МСС

2.9.1. Метод Шулъце. Текстура мартенсита

2.9.2. Метод обратных полюсных фигур. Текстура мартенсита после ЗР

2.9.3. Текстура мартенсита после стандартных испытаний на изгиб

2.9.4. Влияние режима закалки на текстуру мартенсита

3. Структура, свойства и ЗР Ni-Cr-Ti-MCC 127 3.1. Структура стали 03X11Н10М2Т

3.2. Рентгеноструктурные исследования стали 03X11Н10М2Т

3.3.Кинетика старения стали 03X11Н10М2Т

3.4. Коррозионные свойства стали 03X11Н10М2Т

3.5. Замедленное разрушение стали 03X11Н10М2Т

3.6. Фрактография ЗР стали 03X11Н10М2Т

4. Структура и свойства Ni-Cr-Cu-Ti-MCC

4.1. Механические свойства и ЗР стали 03X11Н10М2ДТ

4.2. Коррозионные свойства стали 03X11Н10М2ДТ

4.2.1. Общая коррози

4.2.2. Электрохимическая коррозия

4.3. Старение стали 03X11Н10М2ДТ

4.3.1. Резистометрические исследования

4.3.2. Рентгеноструктурные и дилатометрические исследования

4.3.3. Электронномикроскопические исследования

4.4. Текстура в стали 03Х11Н10М2ДТ

5. Структура, свойства и ЗР Ni-Co-Cr-Ti-MCC

5.1. Механические свойства стали 03X10Н5К5М2ДТ

5.2. Структура стали 03Х10Н5К5М2ДТ

5.2.1. Дилатометрические исследования

5.2.2. Рентгеноструктурные исследования

5.2.3. Микроструктура стали в аустенитной области температур

5.2.4. Резистометрические исследования

5.2.5. Электронномикроскопические исследования

5.2.6. Дифференциальная сканирующая калориметрия

5.3. Коррозия стали 03Х10Н5К5М2ДТ

5.4. ЗР и КРН стали 03Х10Н5К5М2ДТ

6. Структура и свойства аустенитных Cr-N- и Cr-Ni-N-сталей

6.1.Структура сталей 0Х21А1 и 0Х18Н2А

6.2.Дилатометрические исследования

6.3.Резистометрические исследования

6.4.Ренттеноструктурные исследования

6.5.Коррозионное растрескивание под напряжением

6.6.Коррозия исследованных сталей

6.7.Модуль нормальной упругости

6.8.Текстура стали 0X18Н2А1 205 7. Способы оптимизации структурного состояния высокопрочных стареющих сталей для повышения их сопротивления ЗР и КРН

7.1. Использование сложных режимов закалки

7.2. Лазерная закалка сталей с оплавлением поверхности

7.3. Разработка МСС с высоким сопротивлением ЗР 216 ЗАКЛЮЧЕНИЕ 217 ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ 218 БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

С развитием техники проблема повышения работоспособности многих деталей машин и аппаратов- в условиях сложного нагружения, каким являются замедленное разрушение (ЗР) и коррозионное растрескивание под напряжением (КРН), представляется актуальной. Использование в этих условиях высокопрочных материалов таких, как мартенситностареющие стали (МСС) или новые аустенитные Сг-Ы-стали, выдвигает задачу повышения их эксплуатационной надежности. Для решения этой задачи необходимо получение в данных сталях оптимальной структуры, обеспечивающей их высокое сопротивление охрупчиванию в условиях подобного вида нагружения. Безуглеродистые МСС, разработанные 40 лет назад, в настоящее время; сохраняют преимущества перед углеродистыми высокопрочными сталями: высокую технологичность, широкий диапазон рабочих температур (от криогенных до 500-600°С) и высокое сопротивление хрупкому разрушению. Благодаря этому МСС нашли применение в авиационной и ракетной технике, в судостроении, приборостроении; и атомной энергетике. Однако указанные свойства характерны для МСС при стандартных скоростях испытания механических свойств, в то время как в условиях статического нагружения после низкотемпературного старения они подвержены замедленному разрушению. Опасность этого явления усиливается в присутствии влаги, водных растворов солей и кислот, водорода.

Явление ЗР МСС изучено сегодня достаточно подробно, этому вопросу посвящены работы В.И. Саррака, В.В. Забильского, а также японских исследователей (Асаяма Ю., Хоруши М.) и др. Однако остаются недостаточно изученными вопросы влияния на кинетику ЗР МСС таких факторов, как рабочая среда, технология выплавки, закалки; МСС, нет полной ясности в вопросе механизма ранних стадий старения, ответственных за хрупкое разрушение сталей данного класса. Изучение этих вопросов представляет не только научный, но и практический интерес.

В настоящее время одним из эффективных путей решения задачи создания экономнолегированных высокопрочных сталей аустенитного класса, которые 9 должны превосходить по прочности, технологичности и эксплуатационным 6 характеристикам; традиционные коррозионностойкие стали, является использование в качестве основного легирующего элемента азота, в значительной степени стабилизирующего аустенит и превосходящего другие элементы по упрочняющей способности и стоимости.

В последние 20-30 лет в Институте металлургии и материаловедения РАН им. A.A. Байкова ведутся работы по разработке нового класса безникелевых или экономно легированных никелем хромистых коррозионностойких сталей со сверхравновесным содержанием азота. Исследованию структуры и свойств сталей с высоким < содержанием: азота посвящены также работы JT.M. Капуткиной, В.Г. Гаврилюка, Ю.И. Чумлякова и др. Однако, несмотря на перспективность высокопрочных сталей системы Fe-Cr-N, как основы коррозионностойких материалов, остается пока неизученным важное для их использования проявление эффекта коррозионного растрескивания под напряжением.

Представлялось важным с практической; точки зрения исследовать влияние различных факторов на ЗР и КРН MGC и ВАС, а исследование особенностей механизма ранних стадий распада пересыщенных ос- и; у-твердых растворов с интерметаллидным; и нитридным упрочнением представляло практический, и научный интерес. Актуальность работы подтверждается выполнением ее в рамках госбюджетных и хоздоговорных тем по программам Министерства образования РФ и Министерства промышленности, науки и технологий РФ.

В работе детально изучено влияние металлургического фактора, химического состава стали и среды испытания, а также термической обработки на структуру, фазовые превращения, физико-механические и химические свойства, замедленное разрушение и коррозионное растрескивание под напряжением высокопрочных Ni-Ti-, Ni-Co-Ti-, Ni-Cr-Ti-, Ni-Cr-Cu-Ti-, Ni-Co-Cr-Cu-Ti-мартенситностареющих и Cr-N-, Cr-Ni-N-аустенитных сталей. Проведено комплексное исследование структуры исследованных высокопрочных стареющих сталей во взаимосвязи с ЗР и КРН, проанализированы и обобщены полученные результаты. В результате проделанной работы на защиту выносятся следующие положения:

• Кинетические диаграммы ЗР Ni-Ti- и Ni-Co-Ti-MCC, соответствующие % 9 классической диаграмме водородного охрупчивания и показывающие, что 7 скорость роста трещины при ЗР зависит в основном от химического состава м режима старения стали. Режим закалки стали в большей степени*влияет па механизм роста трещины. Предлагается рассматривать ЗР как один из вариантов КРН, протекающего по механизму водородного охрупчивания:

• Кинетические особенности ранних стадий (350-450 °С) распада пересыщенного а-твердогот раствора МСС пяти систем легирования, ответственные за ЗР с максимальной скоростью роста трещины.

Выявленная в N1- Со-Л-МСС после тепловой выдерэ/ски при 400°С, упорядоченная фаза Рез(№, Л), имеющая сложную кубическую решетку типа ООз,- Кристаллографическая модель ранних стадий распадаг иг вид ориентационной связи выделяющихся в процессе старения фаз с матричным а-твердым раствором.

• Общие для №-Н~МСС с интерметалл иди ым и Сг-ВАС с нитридным упрочнением закономерности ранних стадий распада; пересыщенных а- и у-твердых растворов,, сопровождающиеся увеличением* твердости, электросопротивления, скорости коррозии, а также скорости ЗР и КРН, и: свидетельствующие об упорядочении твердого раствора.

• Выявленная ? на ранних стадиях старения в исследованных №-Со-77-МСС и Сг-ВА С, кристаллографическая текстура, как результат наследования текстуры ковки: Эволюция текстуры в результате закалки и старения, а также воздействия упругих напряжений. Роль текстуры в охрупчивании высокопрочных стареющих сталей при ЗР и КРН.

Сложнолегированная; N1- Со - С г- Си- Т1-МСС, обладающая высокими сопротивлением ЗР и КРН за счет упрочнения интерметаллидом другого, чем1 МзТц типа, а таю/се способъи оптимизации структурного состояния> высокопрочных стареющих сталей для повышения их сопротивления ЗР и КРН путем усложнения режимов закалки и использования лазерной закалки с оплавлением поверхности.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Развиты представления-о механизме ЗР МСС, которое рассматривается как один из вариантов КРН, протекающего по механизму водородного охрупчивания со скоростью, зависящей в основном от режима старения стали.

2. На основе систематических исследований кинетики старения МСС пяти систем легирования после различных режимов закалки установлены закономерности начальной стадии старения, влияющие на рост трещины с максимальной скоростью. Начальной стадии старения мартенсита в МСС на Ре-№-И-основе соответствует образование упорядоченной фазы, имеющей сложную кубическую решетку типа БОз, и кристалографически ориентированного зарождения на ней стабильной фазы. Предложена кристаллографическая модель ранних стадий распада пересыщенного а-твердого растворами вид ориентационной связи выделяющихся в процессе старения фаз с матричным а-твердым раствором.

3. Установлено, что распад пересыщенного у-твердого раствора в МСС, содержащих остаточный аустенит, и в Сг-ВАС сопровождается у->а-превращением -при охлаждении и/или приложении внешней упругой- нагрузки в процессе ЗР и КРН, протекающих межзеренно.

4. На ранних стадиях старения в исследованных М-Со-И-МСС и Сг-ВАС выявлена кристаллографическая текстура, унаследованная от текстуры ковки в результате ориентированного характера процессов рекристаллизации, у<-»а-превращений и начальных стадий распада а- или у-твердых растворов. Определены факторы, способствующие сохранению или размытию текстуры в МСС.

5. Разработана новая М-Со-Сг-Си-'П-МСС сталь, отличающаяся высоким сопротивлением ЗР и КРН, что обусловлено пониженным содержанием титана и образованием при старении интерметаллидной Я-фазы, отличного от №зТл состава. Сталь прошла промышленное опробование в условиях титано-магниевого производства и в качестве порошковой проволоки для* наплавки высоконагруженных изделий; работающих в коррозионных средах.

6. Разработаны способы оптимизации структурного состояния высокопрочных стареющих сталей путем использования комбинированных режимов закалки, или лазерной закалки с оплавлением поверхности.

Автор выражает благодарность к.т.н. Чумаковой Л.Д. и к.т.н. Хадыеву М.С. за помощь в проведении рентгеноструктурных и электронномикроскопических исследований.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

На; основании ранее проведенных исследований коррозионных и коррозионно-механических свойств сталей аустенитного класса (на Fe-Cr-, Fe-Cr-Ni-, Fe-Mn- и Fe-Cr-Мп-основах с углеродом),, упрочняемых механической и термомеханической обработками с целью использования; эффекта метастабильности аустенита [66-70,137-140,142,143,190,208], а также сталей мартенситного класса [76,141,143,175-177,181,190,209-216], упрочняемых старением, и переходного класса [217] выявлены общие закономерности их хрупкого разрушения в коррозионных средах: зависимость скорости коррозии и коррозионно-механического разрушения от степени метастабильности твердого раствора; носит немонотонный характер, имеющий максимум на стадии упрочнения, сопровождающейся образованием текстуры. На примере аустенитной стали; 12X18Н9Т показано, что после предварительной холодной деформации ~25% [190] при; кавитационно-коррозионном воздействии образуется мартенсит деформации предпочтительной ориентировки, унаследованной? от текстуры деформации аустенита. На примере мартенситностареющей стали ОЗН18КЗМЗТ(1) показано, что начальной стадии старения также соответствует образование текстуры, унаследованной от текстуры ковки и рекристаллизации аустенита в результате ориентированных у<-»а-превращений и образования метастабильной упорядоченной фазы [181]. Формирование текстуры, характерной только для состаренного состояния, может быть обусловлено, по мнению авторов [218], снятием; фазового наклепа предшествующих фазовых превращений в обедненной матрице. Исследованиемновых Cr-высокопрочных сталей со сверхравновесным содержанием азота (BAG) [17,33,201,219,220] с нитридным упрочнением выявлено наличие текстуры на начальной стадии старения, и на примере стали 0Х18Н2А1 показана? эволюция текстуры аустенита в процессе технологических операций производства и упрочнения стали.

Результаты исследований позволили разработать новые высокопрочные коррозионностойкие Ni-Cr-Ti-MCC [191,192] и предложить способы оптимизации структуры высокопрочных стареющих сталей для повышения их сопротивления замедленному разрушению и коррозионному растрескиванию. 217

1. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. 2-е изд., перераб. и доп. Mi: МИСИС, 1999.408 с.

2. Перкас М.Д. Структура, свойства и области применения высокопрочных мартенситностареющих сталей //МиТОМ, 1985, №5, с.23-33.

3. Бодяко М.Н., Астапчик С.А., Ярошевич Г.Б. Мартенситностареющие стали Н20ТЮ //ФММ, 1971, т.31, вып.2, с.813-823.

4. Бирман С.Р. Экономнолегированные мартеснитностареющие стали. М.: Металлургия, 1974. 208 с.

5. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситностареющие стали. М.: Металлургия, 1970. 224 с.

6. Медь в черных металлах: Под ред. Мэя И.Ле, Шетки Л.М.-Д:: Пер. с англ. /Под ред. Банных O.A.- М.: Металлургия, 1988. 312 с.

7. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия, 1971. 496 с.

8. Чуистов К.В. Модулированные структуры в стареющих сплавах. Киев: Наукова думка, 1975. 232 с.

9. Абрамов О.В., Ильин А.И., Кардонский В.И. Влияние ТО на механические свойства МСС //МиТОМ, 1983, №4, с.43-46.

10. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение. М:: Метраллургия, 1966. 237с.

11. Зайцева Р.Д., Перкас М.Д. Факторы влияющие на пластичность и вязкость МСС //МиТОМ, 1975, №9, с.2-11.

12. Структура и свойства сплава 05X18А7 /Ю.И; Установщиков, A.B. Рац, O.A. Банных, В.М. Блинов //Металлы, 1994, №2, с.51-57.

13. Структура и свойства высокоазотистых аустенитных сплавов Fe-18%Cr, содержащих до 2% Ni /Ю.И. Установщиков, A.B. Рац, O.A. Банных, В.М. Блинов, М.В. Костина, Е.И. Морозова//Металлы, 1998,№2, с. 38-43.

14. Свойства структур, формирующихся после закалки Fe- 18Сг-(0,6-1,3 )%Nсплавов с добавками и без добавок никеля /Ю.И. Установщиков, A.B. Рац,220

15. O.A. Банных, В.М. Блинов // Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1997, №7, с.48-51.

16. Структура и механические свойства нержавеющей азотсодержащей мартенситной стали типа 0Х16Н4АБ /В.М. Блинов, O.A. Банных, М.В. Костина, Ю.Р: Немировский; М;С. Хадыев //Металлы, 2000; №3; с. 64-71.

17. Liljas Mats. Development of superaustenitic stainless steels //Sheffield Avestall. Weld; World. 1995. №36. P.55-63.

18. Механические; свойства азотсодержащих нержавеющих сталей после термической и термомеханической обработки /Л.М. Капуткина, Д.Ю. Улунцев, Д.Г. Прокошкина //Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1995; №7, с. 45-46.

19. О природе упрочнения высокоазотистых сталей: на основе железохромомарганцевого аустенита /Л.Б. Зуев, H.A., Дубовик, В.Е. Пак //Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1997, № 10; с.61 -64.

20. Влияние азота на■ механические свойства сталейi Fe-Cr-Mn для $ криогенной техники /В.И. Саррак, С.О. Суворова, Г.Н. Грикуров //Металлы, 1994, №3, с. 67-69.

21. Особенности взаимодействия дислокаций с атомами азота в условиях микропластических деформаций в хромоникелевых высокоазотистых сталях /В.Н. Варюхин, Н.ШБелоусов, Е.Г. Пашинская //ФТВД, 1999; № 1, с. 12-19.

22. Структура высокоазотистых сплавов Fe-18%Cr /Ю.И. Установщиков, А.В. Рац, O.A. Банных//Металлы, 1996, №1, с. 67-73.

23. Исследование фазовых превращений в высокоазотистых мартенситных и аустенитных сталях методами внутреннего трения; и калориметрии /В.П. Левин, В.Б. Проскурин, М.С. Степанов //Металлы, 1993, №6, с.107-111.

24. Фельдгандлер Э.Г., Шлямнев А.П. Структура и свойства низкоуглеродистых азотсодержащих аустенито-ферритных коррозионно-стойких сталей //МиТОМ, 1995, №9,с.10-15.

25. Svinivason Ahila, Reynder Brigett, Grabke Hous Jurgen. Localised Corrosion Behavior ofHigh and Low Nitrogen Cr-Mn Steel //Steel Rec. 1995. F 66. H 10. S. 439-443.

26. Kamachi Mudali U., Reynder Вi, Stratmann M. Localised Corrosion Behavior of Fe-Ni Model Alloys//Corros. Sci. 1999. V 41. N 1. P. 179-189.

27. Балицький O.I., Крохмальный O.O. Штанговая короз!я стали 12Х18АГ18Ш у розчинах хлорид!в //®i3.-xiM. Тех. матер., 1999, 35, №3, с.81-85.

28. Гойхенберг Ю.Н., Журавлев Н.Т., Смирнов М.А. Сопротивление коррозионному растрескиванию высокоазотистой аустенитной стали после высокотемпературной обработки //ФММ, 1998, т. 86, № 1, с. 154-461.

29. Нейтроноспектроскопическое доказательство сильного Cr-N-взаимодействия азотистых сталях /В.В. Сумин, А.Ю. Музычка, Г. Чимид,, Ц. Рашев, JI. Сарьванов, Л.Е.Фыкин //ФММ, 1999, т.87, №3, с. 65-71.

30. Влияние термической обработки на структурные превращения и свойства высокоазотистых хромистых сталей /В.М Блинов, A.B. Елистратов, А.Г. Колесников, А.Г. Рахштадт, А.И. Плохих, Е.И. Морозова, М;В. Костина //МиТОМ, 2000, № 6, с. 19-24.

31. Костина М.В., Банных O.A., Блинов В.М^Особенности сталей, легированных азотом //МиТОМ, 2000, № 12, с. 3-6.

32. Влияние азота на склонность аустенитных Cr-Ni-Mn-сталей к замедленному разрушению в условиях воздействия напряжений и водорода/С.О. Суворова, Г.А. Филиппов//МиТОМ, 1996, № 3, с. 24-25.

33. Геращенко И.П., Никитина Н:В., Кармангун И.В. Влияние азота на механизм упрочнения аустенитной нержавеющей стали //Известия ВУЗов. Физика, 1999, т.42, № 7, с. 42-52.

34. Влияние примесных элементов на микросегрегации в Cr-Ni-Mn-N-аустенитных сталях /Тап Jun, Mä Luming, Liang Guojon, Li Shouxin, Li Yiyi //Jihshu Xuebao = Acta met, Sin. 1999. V 35. N 8. P. 809-815.

35. Исследование коррозионного растрескивания, структуры и свойств упрочненных Cr-Мп аустенитных сталей с азотом /Ю.Н. Гойхенберг, Л.Г. Журавлев, Д.А. Мирзаев, B.B i Журавлева, Е.П. Силина, В.Ю. Внуков /ФММ, 1988, т.65, вып.6, с.1131-1137.

36. Сопротивление коррозионному растрескиванию, структура и свойства упрочненных хромо-марганцевых аустенитных сталей /Журавлев, Д.А. Мирзаев, В.В. Журавлева, Е.П. Силина, В.Ю.Внуков //ФММ, 1987, т.63, №4, с.793-799.

37. Pirowski Zenok. Nitrogen as an alloying addition improving the. erosive-corrosion resistance of chromium-niekel-molibdenum cast steel. Pt.l. General characteristics. Nitrogen solubility in the alloy. //Pf. Inst. Odlew. 1998. V 48. N 1-2. P.75-87.

38. Максимова О.П., Эстрин Э.И. Изменение кинетики мартенситного превращения под влиянием ранее возникшего мартенсита //ДАН CCGP: 1962, т.142, №2, с.330-333.

39. Богачев И.Н:, Савалей Е.В., Эйсмондт Т.Д. Влияние мартенситных превращений на кавитационную стойкость нестабильных аустенитных сталей //ФХММ, 1977, т. 13, №6, с.78-80.

40. Богачев И.Н., Малинов Л.С., Эйсмондт Т.Д. Влияние предварительной пластической деформации на кинетику мартенстного превращения и механические свойства нестабильный аустенитных сталей IIИзв. АН СССР.

41. Металлы, 1971, №5, с. 168-174.

42. Малинов» Л.С., Коноп-Ляшко В.И; Холодная пластическая деформация хромомарганцевых аустенитных метастабильных сталей / МиТОМ; 1984, №1, с.36-38.

43. Малинов Л.С., Коноп В.И., Соколов К.Н. и др. Оптимизация интенсивности мартенситного превращения при нагружении в хромомарганцевых сплавах. //Изв. АН СССР. Металлы, 1976, №5, с.143-148.

44. Богачев: И.Н., Эйсмондт Т.Д., Малинов Л.С. Влияние нагрева на развитие мартенитных превращений в холоднодеформированных нестабильных аустенитных хромомарганцевых сталях /ФММ; 1973, т.35, вып.1, с.134-140.

45. Малинов Л.С., Коноп В.И., Соколов К.Н. Связь между параметрами распада аустенита при; деформации и механическими свойствами хромомарганцевых нестабильных сталей //Изв. АН СССР. Металлы, 1977, №6, с. 110-114.

46. Богачев И.Н., Рудаков А.А. Температурная; зависимость механических свойств и кинетика фазовых превращений стали 0Х14АГ12М //ФММ, 1978, т.46, вып.1, с.154-155.

47. Zackay V.F., Bhandarcar M.D., Parker E.R.The role of the deformation induced phase transformations in the plasticity of some- iron-base alloys //"Adv. Deformation Process" 21-st Sagamore Army Mater. Res. Conf. N.-Y., 1974", 1978, p.351-363.

48. Pinean A.G., Pelloux R.M. Influence of strain-induced martensite transformations on fatigue crack growth rate in stainless steel; //Proc. IX Int. Conf. On Electron Microscophy,Toronto, v 1,1978; p.624-625.

49. Woodford • D.A. Cavitation; erosion, induced phase transformation in alloys //Met. Trans. 1972. V3.N4. P.l 137-1145.

50. Филиппов Г.А., Саррак В.И., Перкас М.Д. Явление задержанного разрушения МСС //ДАН СССР, 1976, т.226,№4, с.819-822.

51. Иванова B.C. Разрушение металлов. М.: Металлургия, 1979. 168 с.

52. Забильский В.В., Величко В .В., Ильина С.Г. Замедленное разрушение мартенситностареющих сталей. 1. Роль среды испытаний (воздух, вакуум) //ФММ, 1995, т.80, вып.6, с.108-118.

53. Забильский В.В., Величко В.В., Гильмутдинов Ф.З- и др. Замедленное разрушение мартенситностареющих сталей: 2. Механизм охрупчивания границ зерен при испытаниях на воздухе. //ФММ^1997, т.83, вып.2, с.160-175.

54. Тойдорова И.С., Забильский В.В, Саррак В.И. Замедленное разрушение мартенситностареющих сталей//ФММ; 1991, №7, с.5-11.

55. Asayama Y. Задержанное разрушение сверхвысокопрочных мартенситно-стареющих сталей с 18% Ni. //"Нихон киндзоку гаккайси, Jap. Inst. Metals". 1982: V 46; N11'. РЛ 081-1088.

56. Asayama Y. Delayed failure and precipitation behaviour in maraging steels //Trans. Jap. Inst. Metals. 1987. V 28. N 4. P.281-290.

57. Саррак В.И., Суворова C.O.; Артемова E.H. Явление замедленного разрушения в хромомарганцевой стали с метастабильным аустенитом; ДАН СССР, 1986; т.290, с.1371-1374.

58. Березовская B.B., Эфрос Б.М., Гладковский C.B., Березовский А.В; Замедленное разрушение двухфазной метастабильной Fe-Mn-стали после гидропрессования. //Металлофизика и новейшие технологии", 2000. Т.22, № 1. с.40-44.

59. Березовская? В.В., Эфрос Б.М. Влияние мартенситных превращений на замедленное разрушение (у+е)-Ре-Мп-сплавов. //Материаловедение. 2001. №3. С.33-37.

60. Грачев C.B., Мальцева JI.A. Релаксация напряжений при мартенситном превращении ревертированного аустенита в мартенситностареющей стали.•« г

61. ФММ, 1997, т. 84, вып.4, с. 117-122. 226

62. Хоруши М., Курибаяси К., Кавасаки С. Ni Ti-мартенситностареющие стали с высокой вязкостью и сопротивлением замедленному разрушению. //Заявка 6447834, Япония. Кокой токке кохо. Сер.З (4), .1989-614, с. 191-196.

63. Ohnishi Т. Моделирование эксперимента по вкладу водородного охрупчивания в коррозионное растрескивание под напряжением высокопрочного алюминиевого сплава. //Keikinzoku=J. Jap. Inst Light metals. 1992. V 42. N 1. P.21-26.

64. Saiga Y., Fukagawa M., Ohyama M. Delayed failure of high strength steels in environments. //Document No.IIW-IX-1025-77/ At 1977 Meeting of International Institute of Welding, Tokyo, Japan, 34 p.

65. McEvily A.J., Le May h Hydrogen-assisted cracking: //Mater. Charact. 1991. V 26. Ñ 4. P.253-268.

66. Перкас М.Д; Высокопрочные мартенситностареющие стали. //МиТОМ; 1968, №6, с.2-14.

67. Parkins R.N. Современные представления; о коррозионном растрескивании под напряжением. //ЮМ. 1992. V 44. N 12. Р. 12-19:

68. Ohnishi Т. Моделирование эксперимента по вкладу водородного охрупчивания в коррозионное растрескивание- под напряжением высокопрочного алюминиевого сплава; //Keikinzoku=J. Jap. Inst. Light metals. 1992. V42. N1. P. 21-26.

69. Agarvala V.S; Stress Corrosion Cracking of High Strength Steels //11th Int. Corros.-Congr.: Innov. And Technol. Transfer Corros. Contr., Florence, 2-6 Apr., 1990. Vol.3. //Assoc. ital. met. Milano. 1990, p. 367-376.

70. Meyn D.A., Bayles R.A. The Role of Hydrogen in Embrittlement of Titanium Alloys //4th Int. Conf. "Hydrogen and Mater.", Beijing, 9-13 May, 1988; p. 314315.

71. Данилов В.JI., Зарубин С.В., Басиев К.Д. К. построению математической модели замедленного разрушения при водородном; охрупчивании стали. //2-й Рос. Науч.-техн. семин. "Водород в мет. матер.", Москва 13-14 декабря, 1994: Матер. Семин. М., 1994, с.49.

72. Tromans D.O; О поверхностной энергии и водородном охрупчивании железа и: стали. //Acta. Met. Et mater. 1994. V 42: N 6. P. 2043-2049:

73. Robertson W.D., Tetelman A.S. Strengthening Mechanism in Solids. //ASM, Metals Park, Ohio, 1962, p. 217.

74. Flanagan W.F., Bastías P:, Lichter B.D. Теория внутризеренного коррозионного растрескивания под напряжением. //Acta met. Et mater. 1991. V 39. N 4. P. 695705.

75. Buis A., Schijve J. Коррозионное растрескивание сплава Al-Li 2090-Т83 в искусственной морской воде. //Corrosion (USA). 1992. V 48. N 11. P. 898-909.

76. Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И. Влияние перестаривания на повышение сопротивления « коррозионному растрескиванию высокопрочной марганцевой аустенитной стали. //ФММ, 1995, т. 79, № 2, с. 136-143.

77. Kajimura H;, Nagano H. Коррозионное растрескивание под напряжениемциркония в горячей азотной кислоте. //Corrosion (USA). 1992. V 48. N 5. P.391.397. 0

78. Miroud L., Lemaitre C., В erenger G. Определение скорости коррозионного растрескивания под напряжением. Использование ингибиторов. //Rev. Met. (Fr.) 1993. V 90. N2. P. 281-290.

79. Montoto M.L., Duffo G.S., Gelvele I.R. Коррозионное растрескивание под напряжением Ag-30%Cd в растворах нитрата. //Corros. Sei. 1994. V 36. N 10. P. 1805-1808.

80. Raicheff Raicho, Fachikov Ludmil. Коррозионное растрескивание низколегированной хромистой стали в растворах нитратов. //Z. Metallk. 1995: V 86. N11. Р. 769-773:

81. Shahrabi Т., Newman P.C., Siradzki К. Коррозионное растрескивание под напряжением a-латуни без окисления меди. //J. Electrochem: Soc. 1993. V 140. N 2. P. 348-352.

82. Wang Z.F., Zhu Z.Y., Ke W. Коррозионное растрескивание сплава Al-Li. //Met: Trans. A. 1992. V 23. N 12. P. 3337-3341.

83. Iwanaga Hiroyuki, Oki Takeo. Водородное охрупчивание нержавеющей стали SU304, прошедшей пассивирующую обработку в 30%-ном растворе HNO3 при 60°С. //Zairyo=J. Soc. Mater. Sei., Jap. 1994: V 43. N 494. P. 1496-1501.

84. J. Dalian Univ. Technol. 1994; V 34. N 2. P. 145-149. 230

85. Tromans P., Ramakrishna S., Hawboll E.B. Коррозионное растрескивание под напряжением стали ASTM A516 в горячих содовых растворах эффекты влияния потенциала и сварки. //Corrosion. 1986. V 42. N 2. Р. 63-70.

86. Kajimura Н., Nagano Н. Коррозионное растрескивание под напряжением циркония в горячей азотной кислоте. //Corrosion (USA). 1992. V 48. N 5. P. 391-397.

87. Sato > E., Abo H., Murata Т. Оценка времени до разрушения и ускоренные испытания на коррозионное растрескивание под напряжением нержавеющей стали в нейтральной хлоридной среде. //Corrosion (USA). 1990. V 46. N11. P. 924-928.

88. Lynch S.P. Mechanisms of fatigue and environmentally assisted fatigue. //"ASTM Spec. Techn. Publ." 1979; N 675. P. 174-209.

89. Rugh E.N. On the propagation of transgranular stress-corrosion cracks. //Atom. Fract. Proc. NATO Adv. Res. Inst. Calcatoggio, 22-31 May, 1981, New York, London: 1983, p.997-1008.

90. Hahn M.T., Rugh E.N. The use of load pulsing in the interpretation of transgranular stress-corrosion fracture surfaces in a type 31 OS stainless steel. //Corrosion (USA). 1980. V 36. N 7. P.380-382.

91. Newman R.C., Sieradzki К Electrochemical aspects of stress corrosion cracking of staneless steals. //Corros. Sci. 1983. V 23. N 4. P.363-378.

92. Davidson D.L., Lankford J. The effect of water vapor on fatigue crack tip mechanics in 7075-T651 aluminium alloy. //"Fatigue Eng. Mater. And Struct." 1983. V 6. N 3. P.241-256.

93. Паркинс P.H. Влияние водной среды на коррозионную усталость. //В кн.: Коррозионная: усталость металлов. Тр.1 сов.-англ., семинара. Львов, 19-22 мая ,1980, Киев: 1982, с.66-85.

94. Kimura Juji, Yagasaki Takayoshi. Процесс зарождения коррозионно-усталостных трещин- в* ферритной нержавеющей; стали. //Когакунн дайгаку кэнкю хококу. Res: Repts. Kuin Univ." 1981. N51. Р.84-92.

95. Kitaura Ikushi e.a. Corrosion Fatigue Microcrack Initiation and Propagation. //Tetsu to hagane, J.I ron and Steel Inst. Jap. 1983. V 69. N 5. P.706-710.

96. Vatanabe Masaki; Yoshihiko Mukai. Stress Corrosion Cracking of Austenitic Stainless Steel under Pulsating Load. //"Mech. Behav. Mater." Proc. Inst. Conf. Mech. Behav. Mater. Kyoto, 1971. V 3. 1972. P.283-291.

97. Коротушенко Г.В., Григоркин В.И. Коррозионно-усталостная прочность и кавитационная стойкость Cr-сталей со структурой нестабильного аустенита. //Проблемы прочности, 1973, №9, с.48-50.

98. Коротушенко Г.В., Григоркин В.И., Чухрин Л:А., Кузнецова Л.М.

99. Коррозионно-усталостная стойкость при кавитации хромо-никедь232кремнистых аустенитаых сталей. //Изв. ВУЗов. Черная металлургия, 1974, №4, с. 125-128;

100. Богачев И.Н. Кавитационное разрушение и кавитационностойкие сплавы. М;: Металлургия, 1972.192 с.

101. О соотношении коррозионного и эрозионного факторов в кавитационном разрушении металлов. /Карасюк Ю.А., Кочеров В.И., Бенино (Березовская) В .В., Галактионова НШ. //ФХММ, 1976, т.12, №5, с.87-91.

102. Березовская! В.В., Векслер Ю.Г., Манакова H.A. Влияние предварительной^ холодной деформации на кавитационно-коррозионную стойкость, стали 12Х18Н10Т. //МиТОМ, 1986, №6, с.57-59.

103. Структура, механические свойства и кавитационно-коррозионная' стойкость стали ОЗХЮН5К5МЗДТЮС. /Звигинцев Н.В., Березовская В.В., Хадыев М.С., Рудычев A.C. //ФММ, 1986, т.62, вып.5, с.1014-1019.

104. Березовская В.В;, Векслер Ю.Г., Кочеров В.И. и др. Характеристика коррозионно-кавитационного разрушения стали ЭИ-943 в растворах Н3РО4 //Защита металлов. 1979: Т. 15, вып.5. С.375-377.

105. Нельсон Г.Г. Водородное охрупчивание., В кн.: Охрупчивание конструкционных сталей г и сплавов: Пер. с англ. /Под ред. Брайента К.Л., Бенерджи С.К.-М.: Металлургия, 1988; с.256-333.

106. Романив О.Н., Никифорчин Г.Н. Механика коррозионного разрушения конструкционных сплавов. — М.: Металлургия, 1986. 294 с.

107. Башнин Ю.А. Влияние переплавных процессов на структуру и свойства стали. М.: Металлургия, 1991. 235 с.

108. Испытание, материалов: Справ. /Под ред. X. Блюменауэра: Пер. с нем. Под ред. M.J1. Бернштейна. М:: Металлургия, 1979.448 с.

109. Oriani R.A. Hydrogen embrittlement of steels. //Annu. Rev. Mater. Sci. 1978. V. 8. P: 327-357.149: Oriani R.A., Josephic P.H. Equilibrium aspects of hydrogen-induced cracking of steels. //Acta Met. 1974. V 22. N 9. P. 1065-1074.

110. Knott J:F. Some Effects of Hydrostatic Tension on Fracture Behaviour of Mild Steel. //J. of Iron and Steel Inst. 1966. V 204. N 2. P. 104-111.

111. Brown B.F., Fujii С.Т., Dahlberg Е.Р. Methods for Studying the Solution Chemistry Within Stress Corrosion Cracks // J. Electrochem. Soc. 1969. V 116: N 2. P. 218-219.

112. Исаев Н.И. Теория коррозионных процессов. М.: Металлургия, 1997. 368 с.

113. Жук Н.П. Курс теории коррозии и защиты металлов. М.: Металлургия, 1976. 472 с.

114. Томашов Н.Д., Чернова Г.П. Теория коррозии и коррозионностойкие конструкционные сплавы. М.: Металлургия, 1993. 416 с.

115. Carter C.S. In "ARPA Handbook on Stress Corrosion Cracking and Corrosion Fatigue", R. Staehle and speidel, eds. 1977. P. 99-112.

116. Gerberich W.W., Chen Y.T., John C.St. A Short-ime Diffusion Correlation for Hydrogen-Induced Crack Growth Kineticks. //Met.Trans. 1975. 6A. N 8. P.1485-1498.

117. Nelson H.G., Williams D P. Stress Corrosion and Hydrogen Embrittlement of Iron Base Alloys //R. Staehle and speidel, eds. 1977. P. 390-404.

118. Миркин Л.И. Рентгеноструктурный анализ. Индицирование рентгенограмм: Справочное руководство. М.: Наука, 1981. 496 с. 234

119. Asayama Y. Delayed failure and precipitation behaviour in maraging steels. //Trans. Jap. Inst. Metals. 1987. V 28. N 4. P.281-290.

120. Фарбер B.M., Гольдштейн М.И. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979: 208 с.

121. Detert K. The; Investigation of the Precipitation Behaviour in Hihg-Strength Martensite-Age-Hardening Nickel Steels //Arch. Eisenhuttenw. 1966. Bd 37. H 7. S. 579-589;

122. Спиридонов В.Б. Механизм упрочнения хромоникелевых и никелевых мартенситностареющих сталей. //МиТОМ, 1971, №4, с.2-6.

123. Zhu F:, Mertens P., Wollenberger Н. Field Ion Microscopy and Atom Probing of Guinier Preston Zones and y" Precipitates in Cu-2.1wt % Be. //Z. Metallkde. 1986. Bd 77. H I . S. 1-5.

124. Богачев И.Н., Стрижак В;А., Хадыев M.C. Электронографическое исследование мартенситностареющих сплавов. //ФММ, 1970, т. 29, вып.5, с. 998-1004.

125. Уэндландт У. Термические методы анализа. М.: Мир, 1978. 526 с.

126. Богачев И.Н., Звигинцев Н.В., Могутнов Б.М. Исследование старения мартенсита стали Н20ТЮ. //ФММ, 1971, т.31, вып.4, с.813-823.

127. Грачев С.В., Мальцева JI.A. Влияние температуры аустенитизации; на процессы старения мартенситностареющей стали. //Металлы, 1992, №3, с.84-87.

128. Ramsden A.R., Cameron E.N. Kamasite and Taenite Superstructures and a Metastable Tetragonal Phase in Iron Meteorites //American Mineralogist. 1966. V 51. N 1-2. P. 37-55.

129. Вол A.E. Строение и свойства двойных металлических систем.Т.2. М.: ГИФМЛ, 1962,982 с. 235

130. Баррет Ч.С., Массальский Т.Б. Структура металлов. 4.1. М.: Металлурги, 1984.352 с.

131. Miller G.P., Mitchell W.I. Structure of Nickel-Cobalt-Molybdenum Maraging Steels in the Air-Cooled Condition //J. Iron and Steel Inst. 1965. V 203. N 9. P. 899-904.

132. Березовская B.B. О природе высокой склонности Fe-Ni- и Fe-Ni-Co мартенситностареющих сталей с титаном к замедленному разрушению. //Металлы. 2003. №5. С. 42-53.

133. Березовская В.В., Звигинцев Н.В., Осминкин В.А. Структура, особенности старения и коррозионные свойства сплавов Fe-Co-Cr. //Изв. вузов. Черная металлургия, 1983, №12, с.81-86/

134. Березовская В.В., Грачев C.B., Ширихин В.Б. Начальные стадии распада пересыщенного твердого раствора и: замедленное разрушение мартенситностареющих сталей. //Металлы, 2001, №2, с.48-54.

135. Зельдович В.И., Садовский В.Д. Исследование а-»у-превращения и перекристаллизации мартенситностареющей стали. //ФММ, 1972, т.34, вып.З, с. 518-528.

136. Роль текстуры в процессах старения и; замедленного разрушения мартенситностареющей< стали. /В.В. Березовская, C.B. Грачев, Ф.В. Минеев, Д.В. Титорова, В.Б. Ширихин //МиТОМ, 2001, №2, с.21-24.

137. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. Свердловск: УрО АН СССР, 1989. 101с.

138. Особенности упрочнения мартенситностареющих сталей после лазерной обработки. /В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова, ИЛ. Яковлева, АЛ. Осинцева //ФММ, 1993, т.75, вып.З, с.138-146.

139. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев JI.F. Основы термической обработки стали. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 1999. 495 с.

140. Хейкер Д.Мм Зевин JI.C. Рентгеновская дифрактометрия. М.: Физматгиз, 1963.380 с.

141. Gerold V., Karnthaler Н.Р. On The Origin of Planar Slip In F.C.C. Alloys. //Acta metall. 1989. V 37. N 8. P.2177-2183.

142. Орлов А.Н., Перевезенцев B.H., Рыбин B.B. Границы зерен в металлах. М.: Металлургия, 1980. 156 с.

143. Кристиан Дж.У. В кн.: Физическое металловедение. Вып.Н. М.: Мир, 1968, с.227-341.

144. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгеноструктурный и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. 108 с.

145. Березовская В.В., Векслер Ю.Г., Звигинцев Н.В. и др. Мартенситностареющая нержавеющая сталь. Авт. св. № 1165719. //БИ № 25, 1985.

146. Звигинцев Н.В., Насекан А.Ф., Березовская В.В. и др. Сталь. Авт. св. СССР № 1407093 (ДСП), 1988.

147. Гончарова Н.В., Махнева Т.М., Махнев Е.С. Анализ причин охрупчивания хромоникелевых сталей с титаном. //МиТОМ, 1998, №2, с.23-27.

148. Thompson F.A. West D.R.F. Intermetallik compound precipitation in an Fe-10% Cr-13% Co-5% Mo alloy. //Journal of the Iron and Steel Institute. 1972. V 210. N9. P.691-697. >

149. Тарасенко Л.В., Звигинцев H.B., Титов В.И., Рулина З.М., Хадыев-М.С. Структура, состав интерметаллидных фаз и свойства стали 00X11Н10М2Т. //ФММ, 1985, т.59, вып.З, с.551-558.

150. Фазовый состав, структура и свойства мартенситностареющей стали Х14К9Н6М5. /Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Никольская В.Л., Соловьева F.F. //МиТОМ, 1974, №10, с 39-42.

151. Исследование фазовых превращений и структуры мартенситностареющих стали 07Х12К10М6. /С.М. Битюков, Н.В. Звигинцев, H.A. Рундквист, М.С. Хадыев //ФММ, 1980, т.50, вып.6, с.1252-1257.

152. Еднерал А.Ф., Жуков О.П., Перкас М.Д. Мартенситностареющие стали с прочностью более 200 кг/мм . //МиТОМ: 1971, №4, с.9-14.

153. Звигинцев Н.В., Каган Е.С., Осминкин В.А. Влияние легирования на свойства хромоникелевых мартенситностареющих сталей. //Металлы, 1982, №6, с. 116120.

154. Левин: В.П., Проскурин В.Б., Степанов М.С. Исследование фазовых превращений в высокоазотистых мартенситных и аустенитных сталях методами внутреннего трения и калориметрии. //Металлы, 1993, № 6, с. 107111.

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

156. Смирнов C.B., Смирнов В.К., Солошенко А.Н., Швейкин В.П. Определение сопротивления деформации по результатам внедрения конического индентора. //Кузнечно-штамповое производство, 2000, №3, с.3-4.

157. Леонтьев П.А., Хан M.F., Чекалова H.T. Лазерная поверхностная обработка металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1986. 142 с.

158. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., Кокора А.Н; Лазерная обработка материалов. М.: Машиностроение, 1975; 295 с.

159. Березовская В.В., Звигинцев H.Bi, Хадыев М.С. Структура и коррозионные 'свойства Fe-Cr-Ni-Мо-мартенситностареющих сталей. //Защита металлов.1991. Т.27, вып.5. С.737-742.

160. Berezovskaya V.V., Zvigintsev N.V., Kruglov А.А. Delayed Failure of Fe-Ni-Mo-Ti Maraging: Steels in Corrosive Medium. //The Physicks of Metals and Metallography. V 73. N 5. 1992. P.509-513;

161. Эфрос Б.М., Березовская В.В., Конакова И.П., Бейгельзимер Я.Е. и др. Влияние условий термопластической обработки на замедленное разрушение мартенситностареющих сталей. //ФТВД. 2000. Т.10. №3. С.28-38.

162. Богачев И.Н;, Маслакова Т.М:, Березовская В.В. Влияние режима обработки на свойства стали переходного аустенито-мартенситного класса. //В межвуз. сб. "Термическая обработка и физика металлов" — Свердловск. 1981. С.4-11.

163. Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. и др. Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железоникелевой основе. М;: Наука, 1982. 260 с.

164. Березовская В .В. О природе хрупкого: разрушения стареющих мартенситных и аустенитных сталей с интерметаллидным и нитридным упрочнением в условиях длительного воздействия статической нагрузки и коррозионной среды. Там же. С.96-98.

165. Голяков И.В., Березовская В.В., Гервасьев М.А. Резистометрические исследования процессов распада пересыщенного твердого раствора в Fe-Cr1. N-стапях. Там же. С. 11.