автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Отпуск конструкционных сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита

На правах рукописи

РГБ ОЛ

.. ^ J

СЮЗЕВА Екатерина Борвсовиа

ОТПУСК КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ СО СТРУКТУРОЙ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОГО МАРТЕНСИТА

05.02.01 - Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степепн кандидата технических наук

Пермь - 2000

Диссертация выполнена на кафедре металловедения, термической ] лазерной обработки металлов Пермского государственного техническое университета

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор

Л.М. Клейнер

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор JI.B. Спивак

кандидат технических наук, доцент C.B. Гладковский

Ведущая организация: АО «Первоуральский Новотрубный завод

... , ___________ _ . .. ...________ _часов на заседали

диссертационного совета Д 063.66.04 в Пермском государственном техш ческом университете (614000, г. Пермь, Комсомольский пр., 29а, ауд. 423)

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ПГТУ

Автореферат разослан «.// » 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета д.ф.-м.н., профессор

А.А. Ташкинов

Vv1 9 '2 f?

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Одной из основных задач современного мате-«аловедения является снижение металлоемкости конструкций в результате ювышения прочности конструкционных сталей. На сегодняшний день сами распространенным способом повышения прочности стальных изделий вляется закалка на мартенсит. Однако термическое упрочнение традицион-ых легированных конструкционных сталей, содержащих 0,15 - 0,40 %С, опровождается рядом технологических трудностей: необходимость исполь-ования жидких закалочных сред, высокий уровень закалочных напряжений, оробление и деформация и т.д. Одним го способов решения данной про-лемы является использование разработанных Р.И. Энтиным, Л.М. Клейне-ом и др. низкоуглеродистых мартеиситных сталей (НМС), свободных от гих недостатков.

Традиционно закаленные на мартенсит стали для повышения конст-укционной прочности подвергают отпуску. Однако все стали в той или ной степени подвержены отпускной хрупкости, которая проявляется в шжешга ударной вязкости и повышении критической температуры хруп-)сти. В связи с этим становится актуальной задача исследования процес->в, происходящих при отпуске сталей со структурой низкоуглеродистого артенсита, влияния легирования на их склонность к отпускному охрупчи-1ШПО и выяснение причин этого охрупчивания.

Дель работы: Выявление факторов, приводящих к снижению ударной □кости при отпуске низкоуглеродистого мартенсита; разработка режимов пуска, исключающих охрупчивание, а также способов, позволяющих побить уровень ударной вязкости сталей со структурой низкоуглеродистого артенсита.

Для достижения этой цели были поставлены и решены следующие задачи: Исследовать влияние легирования на температурные условия проявления отпускного охрупчивания в сталях со структурой низкоуглеродистого мартенсита;

2. Изучить особенности распада низкоуглеродистого мартенсита при отпуске сталей системы легирования ХЗГНМ;

3. Исследовать причины охрулчивания в промышленных НМС типа ХЗГНМ, содержащих 0,07 - ОД 1 % С;

4. Разработать режимы отпуска, позволяющие предотвратить охрупчивание, а также способы, повышающие уровень ударной вязкости сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита;

5. Разработать технологические параметры термического упрочнения насос-но-компрессорных труб из НМС, исключающие охрупчивание при отпуске.

Научная новизна работы:

• Впервые исследованы причины, приводящие к снижению ударной вязкости при отпуске промышленных НМС типа ХЗГНМ с содержанием углерода 0,07 - 0,11 %. Показано, что охрупчивание имеет необратимый характер, проявляется только при высоком уровне прочности и связано с образованием дисперсных карбидов.

• Исследовано влияние Сг, Мп, №, Мо, V на температурные условия проявления отпускного охрулчивания сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита. Приведено обоснование системы легирования ХЗГНМ, полученной ранее экспериментальным путем.

с Показано, что степень охрулчивания после отпуска в интервале температур 500 - 600 °С, несмотря на низкое содержание углерода, в значигель ной степени зависит от размера и расположения карбидной фазы, особенно в сталях, не содержащих молибден.

Практическая ценность работы;

• Предложены режимы термической обработки сталей со структурой низ коуглеродистого мартенсита, позволяющие предотвратить охрупчивание Показано, что наиболее благоприятное сочетание характеристик механи ческих свойств достигается после закалки и низкого отпуска (^2300 °С).

• Показано, что для стали 11ХЗГНМЮА увеличение длительности отпуск; при температуре максимального охрулчивания (500 °С) повышает уро

вень ударной вязкости (КСТ) в 3 - 5 раз при незначительном падении прочности. Это позволяет расширить область применения сталей данного класса.

Разработана технология термического упрочнения насосно-компрессорных труб из сталей 07ХЗГНМ и 08Х2Г2Ф, позволяющая получать разные группы прочности по ГОСТ 633 - 80 в условиях действующего производства, при этом рекомендуемые режимы отпуска исключают опасность проявления отпускного охрупчивания. Качество труб также соответствует международным нормам (АР1-5СТ).

Реализация результатов работы. Разработанная технология изготов-ения термоупрочненных насосно-компрессорных труб разных категорий рочности освоена на АО «Первоуральск™ Новотрубный завод». В настоя-*ее время трубы успешно эксплуатируются на нефтепромыслах Пермской бласти.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены а конференции 3-го собрания металловедов России, Рязань, 24 - 27 сентяб-и 1996 г.; на V Международной конференции «Актуальные проблемы ма-гриаловедения в металлургии», Новокузнецк, 4-6 февраля 1997 г.; на XIV ральской школе металловедов «Фундаментальные проблемы физического еталловедения перспективных материалов», Ижевск, 23 - 27 февраля 1998 ; на I Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 5-7 октября 1999 г.; на XV Уральской школе металловедов «Активные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Екате-шбург, 14-18 февраля 2000г.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 12 печатных работ.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, глав, общих выводов и списка литературы. Материал изложен на 156 ■раницах машинописного текста, включая 40 рисунков, 15 таблиц и биб-юграфический список используемой литературы из 121 наименования.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе рассмотрены основные виды отпускной хрупкости 1 причины, приводящие к снижению ударной вязкости конструкционных ста лей в процессе отпуска в различных температурных интервалах. Проанали зировано влияние углерода, фосфора и легирующих элементов на склон ность конструкционных сталей к различным видам охрупчивания при от пуске. Показано, что в настоящее время нет единой теории, объясняюпда природу отпускного охрупчивания; рассмотрены недостатки и противоречв существующих гипотез. Отмечено, что проблема отпускного охрупчивашь носит комплексный характер. Показана целесообразность исследовали: процессов, приводящих к снижению ударной вязкости при нагреве закален ной стали, на структуре низкоуглеродистого мартенсита.

На основании проведенного анализа литературных данных сформули рованы цель и задачи работы.

Во второй главе описаны материалы, методики исследования и неко торые принятые автором термины и сокращения.

Химический состав исследуемых сталей приведен в табл. 1. Модель ные сплавы были выплавлены в индукционных печах и разлиты в слита массой по 25 кг. Слитки прокатывали в прутки различного сечения: кру] диметром 8 мм и квадрат со стороной 14 мм, из которых затем изготавлива ли образцы для механических испытаний. Проволочные образцы получал! методом волочения.

Термическая обработка: закалка 950 и 1070 °С, воздух (пл. 1, 4, 5) ил) вода (пл. 6 - 13) и последующий отпуск в интервале 200 - 680 °С.

Испытания на ударный изгиб проводили в соответствии с ГОСТ 9454 78 на образцах типа 1, 13 и 15. По результатам ударных испытаний опреде ляли работу зарождения трещины (Аз.т.): Аз.т. = КСи - КСТ. Долю волоки в изломе (%В) оценивали точечным методом.

Статические испытания на изгиб образцов с трещиной проводили в сс ответствии с ГОСТ 25.506-85 (приложение 3, образец тип 4). По результата

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей

№ пл. Марка стали Содержание элементов, %

С Мп | Сг N1 Мо V Т1 А1 Р в Си №)

Промышленные низкоуглеродистые мартенситные стали МС) _______

1. 07ХЗГНМ (лист) ТУ 14-1-3370-82 0,09 0,84 0,33 2,96 1,26 0,27 - - 0,014 0,016 0,018 - -

2. 07ХЗГНМ(труба) ТУ 14-1-4230-89 0,07 0,90 0,27 3,10 0,90 0,25 - - 0,028 0,017 0,016 - -

3. 08Х2Г2Ф (труба) ТУ 14-1-5016-91 0,08 2,18 0,26 2,11 0,23 - 0,10 - - 0,014 0,010 0,29 0,043

Модельные сплавы

4. 08ХЗГНМЮ 0,08 1,15 0,46 3,12 1,01 0,32 - 0,001 0,103 0,024 0,017 0,03 0,010

5. 11ХЗГНМЮА 0,11 1,03 0,35 2,96 1,09 0,34 - - 0,051 0,006 0,007 0,03 0,010

6. 06Х2Г 0,06 0,85 0,42 1,55 0,11 - - - 0,018 0,020 0,08 -

7. 06ХЗГ 0,06 0,78 0,41 2,25 0,12 - - - - 0,019 0,021 0,08 -

8. 06ХЗН 0,05 0,57 0,28 2,49 1,08 - - - - 0,017 0,021 0,08 -

9. 06Х2НЗ 0,05 0,66 0,35 1,68 2,84 - - - - 0,017 0,021 0,07 -

10. 06ХЗНЗ 0,05 0,63 0,34 2,55 2,84 - - - - 0,017 0,021 0,07 -

11. 06ХЗНЗМ 0,06 0,63 0,52 2,50 2,82 0,87 - - - 0,020 0,022 0,08 0,042

12. 10ХЗГ2Фо,15 0,09 1,97 0,34 2,69 0,60 - 0,15 - - 0,015 0,020 - -

13. 07ХЗГФо>46Т 0,07 0,85 0,56 2,25 0,17 - 0,46 0,08 - 0,019 0,019 0,08 -

испытаний рассчитывали предел трещиностойкости 1с, также вычисляли ра боту разрушения образца (Аобщ), работу пластической деформации вперед! фронта стоящей трещины (Апд) и работу распространения трещины (АР.Т ).

Микромеханизмы разрушения исследовали в центральных участка) излома на сканирующем электронном микроскопе РЭМ-100У при увеличе нии от 300 до 2000 крат.

Испытания на одноосное растяжение проводили на разрывной машиш Р-5 в соответствии с ГОСТ 10006 - 80 и ГОСТ 1497 - 84.

Металлографический анализ проводили на микрошлифах с использова нием оптических микроскопов МИМ-8 и "МЕОРНОТ-32", на тонких мегалли ческих фольгах, которые просматривали на просвечивающем электронно микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 100 кВ, и на зкстракцион ных репликах, которые исследовали на электронном микроскопе УЭМВ-100К.

Определение удельного электросопротивления проводили на мостово! установке УЗОЗ по схеме двойного моста Томпсона. В качестве образцо] использовали проволоку диаметром 1 мм и длиной 190 мм.

Используемые термины и сокращения: Охрупчивание при отпуске (ОР~) - любое, даже незначительное, снижение удар ной вязкости или уменьшение %В по отношению к закаленному состоянию. Склонность к охрупчиванию или степень охрупчивания (АКО - разница ] уровне значений ударной вязкости или %В в закаленном состоянии и поел' отпуска на конкретную температуру.

В третьей главе рассмотрено влияние Сг, Мп, №, Мо, V на темпера турные условия проявления ОО низкоуглеродистых сталей со структурой ре ечного мартенсита. Выявлено две температурные области ОО: около 350 °( и, в зависимости от легирования, 500 или 550 - 600 °С. При увеличении сте пени легирования эти температурные интервалы перекрываются со смеще нием к более высоким температурам.

ОО после отпуска при 350 °С в сталях, легированных Сг, Мп, №, Мс сопровождается появлением фасеток транскристаллитного скола, повыше

[ием твердости и связано с образованием дисперсных карбидов цементит-ого типа. Повышение температуры аустенитизации с 950 до 1070 °С, не-мотря на увеличение размера аустенитного зерна, уменьшает ДКС за счет олее полной гомогенизации твердого раствора.

00 после отпуска при 500 °С в сталях без молибдена характеризуется оявлением вторичных трещин и фасеток интеркристаллитного скола, что зидетельствует об ослаблении межзеренной связи, обусловленном форми-ованием зернограничных сегрегаций фосфора. Показано, что ДКС в значи-;льной степени зависит от размера и расположения карбидной фазы. Так, эразование очень дисперсных карбидов преимущественно по границам зе-;н (спецкарбиды хрома в стали 05ХЗНЗ после отпуска 500 °С, 2 ч) или ормирование грубых зернограничных выделений цементита (легирован-лй цементит в стали 05Х2НЗ после отпуска по режиму: 600 °С, 2 ч, воздух + )0 °С, 2 ч, воздух) приводит к существенному снижению ударной вязкости абл. 2). Таким образом, значительное ОО происходит при одновременном ¡йствии как минимум двух факторов: формирования зернограничных сег-:гаций фосфора и образования зернограничных карбидов определенного вмера. Укрупнение зерна увеличивает ДКС.

Анализ изменения ударной вязкости и доли волокна в изломе показы-ет, что хромонякелевые композиции (05ХЗН, 05Х2НЗ, 05ХЗНЗ) обладают ¡ныпей ДКС после отпуска при 350 °С, а хромомарганцевые композиции 5Х2Г, 05ХЗГ) - после отпуска при 500 °С.

Таблица 2

Влияние режима отпуска на склонность к охрупчиванию стали 05Х2НЗ

'емпература эгпуска, °С кси, МДж/м2 %В Микромеханизм разрушения в центральных участках образца Твердость, НВ

200 0,90 - Я + КС 250

500 0,75 30 ИС + ТС + КС +Я 229

600 1,23 50 ИС +КС + Я 192

600 + 500 0,06 0 ИС+ВТ 192

Примечание: %В - доля вязкой составляющей в изломе; Я - ямки; КС -13искол; ИС - интеркристаллитный скол; ТС - транскристаллитный скол; ' - вторичные межзеренные трещины.

Введение молибдена снижает склонность сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита к ОО после отпуска при 500 °С (как и в средне-углеродистых сталях).

В ванадийсодержащих низкоуглеродистых (Cr + Мп)-сталях ударная вязкость начинает снижаться после отпуска при 300 - 350 °С, что сопровождается транскристаллитным разрушением, и минимальное значение имеет после отпуска при 550 - 600 °С, характерным признаком разрушения при этом являются фасетки интеркристаллитного скола. Прочность сохраняется практически на уровне закаленного состояния до температур отпуска, соответствующих минимальному значению ударной вязкости. Чем больше ванадия содержится в твердом растворе, тем сильнее смещение по температуре и значительнее ДКС. Анализ данных, полученных на стали 07ХЗГФо,4бТ (табл. 3), позволяет сделать вывод о том, что основной причиной ОО ванадийсодержащих сталей после однократного отпуска при 600 °С является выделение дисперсных карбидов ванадия как на границах зерен, так и в теле зерна. Зернограничные сегрегации фосфора являются дополнительным фактором, способствующим усилению ОО.

Таким образом, особенностью исследованных сталей является то, что несмотря на низкое содержание углерода, карбидная фаза вносит сущест венный вклад в ОО при температурах отпуска 500 - 600 °С, а при темпера турах отпуска около 350 °С является решающим фактором.

Таблица 3

Влияние режимов отпуска на склонность к охрупчиванию стали 07ХЗГФ0;4бТ

Температура отпуска, °С KCU, МДж/м2 %В Микромеханизм разрушения в центральных участках образца Твердость, HB

200 0,85 90 Я + КС 262

600 0,11 0 ИС+ВТ + ТС 248

680 1,95 60 ИС + КС + Я 201

680 + 600 1,65 40 ИС-НВТ 201

В четвертой главе исследованы особенности распада низкоуглероди-того мартенсита и причины ОО НМС типа ХЗГНМ промышленного соста-а, в которых снижение ударной вязкости после отпуска в интервале темпе-атур 500 - 550 °С ранее связывали только с формированием зерногранич-ых сегрегации фосфора, тогда как результаты предыдущей главы застав-яют обратить внимание на роль карбидной фазы.

Электронномикроскопические исследования показали, что в закален-ом состоянии эти стали имеют структуру реечного мартенсита с высокой лотностью дислокаций. Начальные признаки полигонизации наблюдаются эль ко после отпуска при 500 - 550 °С, дальнейшее повышение температу-ы отпуска активизирует процессы полигонизации и рекристаллизации, аспад твердого раствора, который фиксируется по уменьшению удельного тектросопротивления, начинается при 300 - 350 °С, внутри мартенсигных :ек при этом наблюдаются чрезвычайно дисперсные карбиды цементитно-) типа. Повышение температуры до 500 - 550 °С ведет к образованию кар-вдов столбчатой формы как в теле, так и на границах реек а-фазы. При бо-:е высоких температурах отпуска происходит коагуляция карбидной фазы.

Сохранение стп = 1130 - 1150 Н/мм2 до температур отпуска 500 - 550 °С 5ъясняется тем, что в процессе отпуска меняется доминирующий механизм 1рочнения: в закаленном и пизкоотпущенном состоянии прочность обеспе-геают зерногранично-субструктурный и дислокационный механизмы, а при )вышении температуры отпуска дополнительно включается дисперсионный гханизм упрочнения, который и позволяет сохранить высокую прочность при ¡котором снижении плотности дислокаций и, кроме того, несколько увеличи-1ет характеристики сопротивления малым пластическим деформациям.

НМС типа ХЗГНМ в закаленном состоянии имеют высокую ударную вяз-ют, (KCU =1,0-1,4 МДж/м2, КСТ = 0,21 - 0,55 МДж/м2), которая начинает тжаться после отпуска при 300 - 350 °С, что соответствует началу образования рбидов цементигного типа, и имеет минимальное значение после двухчасового пуска при 500 - 550 °С (KCU = 0,7 - 1,0 МДж/м2, КСТ = 0,09 - 0,17 МДж/м2),

Таблица -

Влияние длительности отпуска при 500 °С на характеристики механических свойств стали 11ХЗГНМЮА

Длительность Ов КСТ, МДж/м2 1с, МПа ит Ар.т., Д»

отпуска, ч Н/мм"

без отпуска 1150 930 0,42-0,67 116,1 14,9

2 1130 950 0,10-0,17 117,6 6,0

20 1100 940 0,11-0,29 122,0 12,3

60 1075 915 0,31-0,77 115,3 30,6

что соответствует образованию карбида хрома. Характерным признаком дан ных сталей является то, что после отпуска при 500 - 550 °С в изломах набяю дакггся только фасетки транскристаллитного скола и квазискола На пример стали 11ХЗГНМЮА показано, что ОО после отпуска при 500 °С связано, в ос новном, с уменьшением работы распространения трещины.

Увеличение длительности выдержки при температуре отпуска 500 может приводить к повышению уровня ударной вязкости (КСТ), при незна чительном снижении характеристик прочности (табл. 4), что было обнару жено на стали 11ХЗГНМЮА. Это связано с тем, что в процессе выдержки основном объеме металла сохраняется реечная а-фаза с высокой плотнс стъю дислокаций, что обеспечивает повышенный общий уровень прочности а отдельные участки, в которых процессы полигонизации протекают боле активно, разупрочняются и поэтому становятся локальными барьерами н пути движущейся трещины. В результате, на поверхности изломов, наряду фасетками скола, наблюдаются высокие гребни микропластической дефор мации, на диаграммах «нагрузка-прогиб», записанных в процессе испьт ний на статический изгиб образцов с трещиной, исчезают хрупкие микрс проскоки трещины, повышается работа распространения трещины (табл. 4)

Показано, что ОО НМС типа ХЗГНМ имеет необратимый характер, температурный интервал ОО и значение минимального уровня ударной вя: кости не зависят от содержания фосфора в стали.

Для получения дополнительной информации о природе образующихс выделений было исследовано влияние малых степеней холодной пласгач*

сой деформации растяжением на ударную вязкость (КСТ*, определенную на 5разцах 57 х 5 х 9 мм) стали 07X3ГЫМ. Повышение КСТ* образцов, отпу-енных по режиму 350 °С, 5 ч, после деформации (е = 5 - 6 %) при напряже-тях, соответствующих пределу прочности, свидетельствует о том, что кар-адная фаза, образующаяся при такой температуре, является деформацион-)-неустойчивой. Отсутствие такого повышения КСТ* после аналогичной де-эрмации у образцов, отпущенных по режиму 500 °С, 2 ч, свидетельствует о >м, что в данном случае выделяются деформационно-устойчивые карбиды.

В пятой главе предложены способы, позволяющие избежать охруп-¡вания сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита.

Показано, что наиболее рациональным режимом термической обращен для всех исследованных сталей со структурой низкоуглеродистого ре-ного мартенсита является закалка с низким отпуском (^п < 300 °С), по-ольку, благодаря морфологическим особенностям такой структуры, имен-в этом состоянии стали данного класса обладают наилучшим сочетанием панических характеристик (повышенный уровень прочности, высокие астичность, ударная вязкость и трещиностойкость). В тех случаях, когда вышенный уровень прочности не требуется, необходимо проводить отек при температурах выше интервала охрупчивания.

Кроме того, предложен ряд способов позволяющих повысить уровень арной вязкости:

введение молибдена повышает уровень ударной вязкости после отпуска при 500-550 °С;

увеличение длительности отпуска при температуре максимального ОО (500 °С) восстанавливает трещиностойкость НМС 11ХЗГНМЮА; закалка с температуры, соответствующей критической точке Асз (1мк=850°С), после предварительной закалки с 950 °С, повышает уровень ударной вязкости НМС типа ХЗГНМ в 1,5 - 2 раза во всем интервале температур отпуска.

В шестой главе разработаны технологические параметры термическо-упрочнения насосно-компрессорных труб из низкоуглеродистых мартен-

ситных сталей 07ХЗГНМ и 08Х2Г2Ф применительно к конкретным услов] ям производства на АО «Первоуральский Новотрубный завод». Показан« что использование НМС (вместо среднеуглеродистых сталей) позволяет минимальными капитальными затратами наладить производство высок« прочных труб на имеющемся оборудовании трубных заводов России, пр этом требуется только корректировка температурных параметров горяче обработки давлением, деформационные параметры остаются неизменным] Разработаны режимы отпуска труб на различные группы прочности, при это исключается опасность ОО. Качество получаемых насосно-компрессорнк труб полностью соответствует требованиям ГОСТ 633 - 80 и стандарту Ам< риканского нефтяного института (АР1-5СТ), который является междунаро; ной нормой, при этом стоимость труб на 15 - 20 % ниже зарубежных аналога

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. В сталях со структурой низкоуглеродистого мартенсита, легированны Сг, Мп, N1, Мо, выявлено две области температур отпуска, в которы происходит повышение склонности к хрупкому разрушению: около 350

и около 500 °С. Показано, чго определяющее значение на охрупчивани оказывают, несмотря на низкое содержание углерода, процессы карбиде образования. После отпуска при 350 °С охрупчивание связано с образовг нием карбидов цементншого типа. После отпуска 500 °С охрупчивани вызвано выделением карбидов и формированием зернограничных сегре гаций фосфора, причем существенное значение на степень охрупчивани оказывают размер и расположение карбидной фазы.

2. Показано, что меньшую склонность к охрупчиванию после отпуска пр 350°С имеют (Сг + №)-стали, а после отпуска 500 °С - (Сг + Мп)-стали молибденсодержащие стали. Введение ванадия в состав стали усиливае склонность к охрупчиванию и смещает температурный интервал охруг чивания до 550-600°С.

3. Исследованы особенности распада низкоуглеродистого мартенсита сш темы ХЗГНМ. Установлено, что в НМС типа ХЗГНМ при температур

отпуска около 350 °С внутри мартенситных реек формируются деформационно-неустойчивые карбидные выделения цементитного типа. При температурах отпуска 500 - 550 °С в теле и по границам мартенситных реек образуются мелкодисперсные деформационно-устойчивые спецкарбиды. Процессы полигонизации и рекристаллизации происходят только при температурах выше 500 - 550 °С.

. Установлено, что охрупчивание при отпуске НМС системы ХЗГНМ имеет необратимый характер, проявляется только при уровне прочности, которое соответствует уровню закаленного состояния, характеризуется хрупким транскристаллитным разрушением и связано с образованием мелкодисперсных карбидов. Отмечено, что даже в состоянии максимального охруп-чивания эти стали обладают хорошим сочетанием характеристик механических свойств: ств > 1100 Н/мм2, aw > 900 Н/мм2, 5 > 14 %, KCU > 0,7 МДж/м2). Показано, что стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита наиболее благоприятный комплекс свойств имеют в закаленном или низко-отпущенном состоянии (для НМС системы ХЗГНМ: ов > 1100 Н/мм2, <То.2 > 850 Н/мм2, 8 ä 14 %, KCU > 1,0 МДж/м2). Предложен также ряд способов, позволяющих повысить уровень ударной вязкости сталей данного класса во всем интервале температур отпуска или после отпуска, соответствующего температурам максимального охрупчнвания. Проведенные исследования позволили разработать технологию термического упрочнения насосно-компрессорных труб из НМС 07ХЗГНМ и 08Х2Г2Ф, включающую закалку на воздухе с прокатного нагрева, что позволило вписаться в действующее производство трубных заводов России с минимальными капитальными затратами. Рекомендуемые режимы отпуска, исключающие охрупчивание, обеспечивают получение насосно-компрессорных труб разных категорий прочности.

Результаты работы изложены в следующих основных публикациях: Клейнер JI.M., Симонов Ю.А., Сюзева Е.Б. Особенности проявления отпускной хрупкости в низкоуглеродистой мартенсишой стали 07ХЗГНМЮА // Сб.

тез. докл. 3-го собрания металловедов России. - Рязань, 1996. - С. 77 -

2. Клейнер JI.M., Алешин В.А., Толчина И.В., Клемперт Е.Д., Сюзева I Анализ технологии в свойств высокопрочных насосно-компрессор] труб // Сталь. - 1996. - № 9. - С. 63 - 65.

3. Толчина И.В., Симонов Ю.Н., Сюзева Е.Б., Клейнер JLM Изготовле термоупрочненяых труб совмещенным процессом формообразования с калкой на воздухе II Сб. тез. докл. V Международ, конф. «Актуальные г блемы материаловедения в металлургию). -Новокузнецк, 1997. - С. 124.

4. Сюзева Е.Б., Симонов ЮЛ, Клейнер Л.М., Долгоруков М.Ю. Проблемы пускного охрупчивания низкоуглеродистых мартенсипшх сталей после ] личных способов выплавки // Сб. тез. докл. XIV Уральской школы метах ведов-термистов «Фундаментальные проблемы физического металловеде перспективных материалов». - Ижевск-Екатеринбург, 1998. - С.150 -151

5. Долгоруков М.Ю., Сюзева Е.Б., Симонов Ю.Н. Охрупчивание при отг ке сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита // Сб. тез. д< XXIX науч.-тех. конф. МТФ ПГТУ «Повышение качества изготовлеш эксплуатационных характеристик деталей машин технологическими тодами». - Пермь, 1998. - С. 24 - 25.

6. Симонов Ю., Сюзева Е., Клейнер Л., Георгиев М., Долгоруков М. Влш закалки из межкришческого интервала температур на склонность к ото ной хрупкости низкоуглеродистой мартенситной стали // Journal of the Т nical University at Plovdiv, vol. 6 «Technical Sciences», 1999. P. 207 - 217.

7. Сюзева Е.Б., Долгоруков М.Ю., Кузнецов A.E. Влияние отпуска на i кость низкоуглеродистого мартенсита // Вестник УГТУ - УПИ №1.1 вая Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых. - Ек ринбург, 1999. - С. 52 - 53.

Сдано в печать 11.02.00 г. Формат 60x84/16.

Объем 1,0 п.л. Тираж 100. Заказ 1025. Ротапринт ПГТ7.

Введение.

1. Литературный обзор.

1.1. Виды отпускной хрупкости.

1.2. Причины снижения ударной вязкости после отпуска в интервале температур 250 - 400 °С (необратимая отпускная хрупкость).

1.2.1. Карбидные превращения при распаде мартенсита.

1.2.2. Сегрегация вредных примесей на границах зерен.

1.2.3. Распад остаточного аустенита.

1.2.4. Образование микрообъемов, обогащенных марганцем.

1.3. Причины снижения ударной вязкости после отпуска в интервале температур 450-600 °С.

1.3.1. Обратимая отпускная хрупкость.

1.3.1.1. Карбидная теория обратимой отпускной хрупкости.

1.3.1.2. Сегрегационная теория обратимой отпускной хрупкости.

1.3.2. Хрупкость, вызванная дисперсионным упрочнением.

1.4. Постановка цели и задач исследования.

2. Материалы и методики исследования.

2.1. Выбор материалов и режимов термической обработки.

2.2. Методики исследования.

2.2.1. Методика испытания на растяжение.

2.2.2. Методика дюрометрических исследований.

2.2.3. Методика испытания на ударный изгиб.

2.2.4. Методика испытания на статическую трещиностойкость.

2.2.5. Методика фрактографических исследований.

2.2.6. Методика измерения удельного электросопротивления.

2.2.7. Методика металлографических исследований.

3. Проявление разных видов отпускной хрупкости при отпуске низкоуглеродистого мартенсита различных систем легирования.

3.1. Отпускная хрупкость в низколегированных сталях системы Сг-Мп, Сг-№.

3.2. Влияние хрома и молибдена на охрупчивание низкоуглеродистых сталей, содержащих 3 %№.

3.3. Особенности влияния ванадия на изменение ударной вязкости низкоуглеродистых (Сг+Мп)-сталей с мартенситной структурой.

Выводы по главе 3.

4. Влияние процессов распада мартенсита на трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей типа ХЗГНМ.

4.1. Изучение процессов распада мартенсита при отпуске НМС типа ХЗГНМ.

4.2. Изменение прочности, трещиностойкости и микромеханизма разрушения при отпуске НМС типа ХЗГНМ.

4.2.1. Влияние температуры отпуска.

4.2.1.1. Изменение характеристик прочности и пластичности.

4.2.1.2. Изменение характеристик ударной вязкости.

4.2.1.3. Изменение характеристик статической трещиностойкости.

4.2.2. Влияние длительности отпуска.

4.2.3. Природа охрупчивания.

Выводы по главе 4.

5. Способы, позволяющие избежать охрупчивание или повысить уровень ударной вязкости сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита.

5.1. Способы, позволяющие избежать охрупчивание сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита.

5.2. О роли молибдена в предотвращении катастрофического охрупчивания при отпуске низкоуглеродистого мартенсита.

5.3. Повышение трещиностойкости НМС типа ХЗГНМ при длительном отпуске

5.4. Низкотемпературная закалка как способ повышения ударной вязкости НМС типа ХЗГНМ.

Выводы по главе 5.

6. Разработка технологических параметров термического упрочнения насосно-компрессорных труб из НМС.

6.1. Технологические преимущества низкоуглеродистых мартенситных сталей

6.2. Производство насосно-компрессорных труб в России и за рубежом.

6.3. Разработка технологических параметров изготовления термоупрочненных насосно-копрессорных труб из НМС 07ХЗГНМ и 08Х2Г2Ф.

6.3.1. Выбор температурно-деформационных параметров.

6.3.2. Разработка режимов отпуска НКТ разных категорий прочности.

6.4. Сравнительный анализ технологий производства НКТ из низкоуглеродистых мартенситных и традиционных среднеуглеродистых сталей.

Выводы по главе 6.

Одной из основных задач современного материаловедения является снижение металлоемкости конструкций в результате повышения прочности конструкционных сталей. На сегодняшний день самым распространенным способом повышения прочности стальных изделий является закалка на мартенсит. Однако термическое упрочнение традиционных легированных конструкционных сталей, содержащих 0,15 - 0,40 %С, сопровождается рядом технологических трудностей: необходимость использования жидких закалочных сред, высокий уровень закалочных напряжений, коробление и деформация и т.д. Одним из способов решения данной проблемы является использование разработанных Р.И. Энтиным, Л.М. Клейнером и др. низкоуглеродистых мар-тенситных сталей (НМС), свободных от этих недостатков.

Закаленные на мартенсит стали для повышения конструктивной прочности подвергают отпуску. Однако все стали в той или иной степени подвержены отпускной хрупкости, которая проявляется в снижении ударной вязкости и повышении критической температуры хрупкости. В связи с этим становится актуальной задача исследования процессов, происходящих при отпуске сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита, влияния легирования на их склонность к отпускному охрупчиванию и выяснение причин этого охрупчива-ния.

Исходя из этого, целью работы является выявление факторов, приводящих к снижению ударной вязкости при отпуске низкоуглеродистого мартенсита; разработка режимов отпуска, исключающих ох-рупчивание, а также способов, позволяющих повысить уровень ударной вязкости сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита.

Логическая последовательность экспериментов включала исследование влияния легирования на температурные условия проявления отпускного охрупчивания в сталях со структурой низкоуглеродистого мартенсита; изучение особенностей распада и причин охрупчивания промышленных НМС типа 07ХЗГМ; разработку режимов отпуска, позволяющих предотвратить охрупчивание, а также технологических параметров термического упрочнения насосно-компрессорных труб из НМС.

В работе представлены результаты исследования о влиянии Сг, Мп, Мо, V на склонность низкоуглеродистого мартенсита к ох-рупчиванию в интервале температур отпуска 200 - 600 °С, что позволило обосновать систему легирования ХЗГНМ, полученную ранее экспериментальным путем.

Исследованы причины, приводящие к снижению ударной вязкости при отпуске промышленных НМС типа ХЗГНМ, содержащих 0,07 - 0,11 %С. В ходе работы было показано, что охрупчивание имеет необратимый характер, проявляется только при высоком уровне прочности и связано с образованием дисперсных карбидов.

Впервые установлено, что во всех исследованных сталях со структурой низкоуглеродистого мартенсита, несмотря на низкое содержание углерода, доминирующим процессом, приводящим к ох-рупчиванию является карбидообразование, причем в интервале температур отпуска 500 - 600 °С размер и расположение карбидной фазы в значительной степени влияют на степень охрупчивания, особенно в сталях, не содержащих молибден.

Практическую ценность представляют предложенные в работе режимы термической обработки сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита, позволяющие предотвратить охрупчивание. Показано, что наиболее благоприятное сочетание характеристик механических свойств достигается после закалки и низкого отпуска (^отп^ЗОО °С). 6

Установлено, что для стали 11ХЗГНМЮА увеличение длительности отпуска при температуре максимального охрупчивания (500 °С) повышает уровень ударной вязкости (КСТ) в 3 - 5 раз при незначительном падении прочности.

Разработанная на базе выявленных закономерностей технология термического упрочнения насосно-компрессорных труб из сталей 07ХЗГНМ и 08Х2Г2Ф позволяет получать разные группы прочности по ГОСТ 633 - 80 в условиях действующего производства, при этом рекомендуемые режимы отпуска исключают опасность проявления отпускного охрупчивания. Качество труб соответствует международным нормам (АР1-5СТ).

Исследования выполнены в течение 1995 - 1999 г.г. на кафедре металловедения, термической и лазерной обработки металлов Пермского государственного технического университета в соответствии с Межвузовской научно-технической программой «Конверсия и высокие технологии» по разделу «Экология» в 1994 - 1996 г.г. и по разделу «Экология и рациональное природопользование» в 1997 -2000 г.г.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

Одним из важных факторов, определяющим эксплуатационную надежность и долговечность работы конструкции, является материал, из которого она изготовлена. До настоящего времени наиболее распространенным конструкционным материалом являются стали.

Все основные механические свойства сталей определяются, главным образом, химическим составом, структурным состоянием и уровнем остаточных микронапряжений. В связи с этим основной целью термической обработки является создание оптимальной структуры стали и, тем самым, обеспечение удовлетворительного комплекса свойств материала. В настоящее время такой обработкой для большинства конструкционных сплавов является закалка с последующим отпуском.

При закалке, в результате бездиффузионного превращения ау-стенита, образуется структура мартенсит, которая характеризуется повышенной плотностью дислокаций, а в сталях - еще и пересыщен-ностью твердого раствора по углероду и легирующим элементам.

В сплавах на основе железа существуют два основных морфологических типа мартенсита: пластинчатый (характерный для высокоуглеродистых сталей) и реечный (характерный для низкоуглеродистых сталей) [1, 2]. В среднеуглеродистых сталях присутствуют оба типа мартенсита.

Пластинчатый мартенсит обладает повышенной склонностью к хрупкому разрушению вследствие особенностей своего строения (значительные искажения кристаллической решетки, наличие двойников, закрепление дислокаций, высокий уровень локальных пиковых микронапряжений в зонах столкновения мартенситных пластин между собой и с границами аустенитных зерен) [3, 4].

Пакетный (реечный) мартенсит характеризуется малыми размерами элементов субструктуры (толщина реек составляет примерно

0.2.мкм) и высокой плотностью дислокаций в их внутренних объемах (1011 - 1012 см'2), что обеспечивает уровень прочности 1000 -1100 МПа. При этом отсутствие двойниковых прослоек, преобладание малоугловых границ, а также минимальные искажения кристаллической решетки, вследствие низкого содержания углерода в твердом растворе, обеспечивают низкую склонность к хрупкому разрушению [4 - 7].

Таким образом, реечный мартенсит, благодаря целому ряду структурных особенностей, при достаточно высокой прочности, обладает большим запасом пластичности и трещиностойкости.

Таким образом, мартенситная структура в среднеуглеродистых конструкционных сталях обеспечивает высокий уровень прочности. Однако вследствие наличия определенной доли пластинчатого мартенсита и пересыщенности твердого раствора, степень которой зависит от содержания углерода, эти стали в закаленном состоянии характеризуются высокими внутренними напряжениями и повышенной склонностью к хрупкому разрушению, которые снижаются при последующем нагреве - отпуске [1, 2, 8, 9].

В процессе отпуска, из-за увеличения диффузионной подвижности атомов, создаются условия для процессов, изменяющих структуру закаленной стали в направлении к более равновесному состоянию [1]. В.Г. Курдюмов с соавторами [2] выделяет следующие процессы, которые могут проходить при отпуске закаленных сталей:

1. Перераспределение атомов углерода в твердом растворе (мартенсите) - перемещение атомов углерода к дислокациям, перераспределение их по междоузлиям кристаллической решетки.

2. Распад мартенсита с образованием областей обогащенных углеродом, а затем - карбидных выделений; изменение структуры и состава карбидов, их взаимосвязи с матрицей.

3. Превращение остаточного аустенита в зависимости от легирования и температурного интервала - промежуточное (бейнитное) й перлитное; превращение остаточного аустенита при охлаждении после высокого отпуска (вторичная закалка).

4. Выделение дисперсных частиц специальных карбидов из твердого раствора (дисперсионное твердение); изменение состава и структуры карбидов в легированных сталях по мере повышения температуры отпуска.

5. Релаксация напряжений, изменение тонкой структуры мартенсита, рекристаллизация а-фазы.

6. Коагуляция карбидов.

7. Перераспределение легирующих элементов и примесей.

Благодаря процессам, протекающим в процессе отпуска, понижаются внутренние напряжения и склонность к хрупкому разрушению, достигается оптимальное сочетание характеристик прочности, пластичности и вязкости конструкционных сталей, что обеспечивает работоспособность изделий [9].

Однако при определенных температурно-временных условиях отпуска наблюдается снижение уровня ударной вязкости, повышение температуры вязко-хрупкого перехода (ТКр) и часто увеличение доли межзеренного разрушения. Это явление получило название отпускной хрупкости [1, 10, 11 и др.]. Наиболее надежным критерием оценки склонности стали к отпускной хрупкости является изменение

ТКР [8, 10].

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. В сталях со структурой низкоуглеродистого мартенсита, легированных Cr, Mn, Ni, Mo, выявлено две области температур отпуска, в которых происходит повышение склонности к хрупкому разрушению: около 350 °С и около 500 °С. Показано, что определяющее значение на охрупчивание оказывают, несмотря на низкое содержание углерода, процессы карбидообразования. После отпуска при 350 °С охрупчивание связано с образованием карбидов це-ментитного типа. После отпуска 500 °С охрупчивание вызвано выделением карбидов и формированием зернограничных сегрегации фосфора, причем существенное значение на степень охрупчи-вания оказывают размер и расположение карбидной фазы.

2. Показано, что меньшую склонность к охрупчиванию после отпуска при 350°С имеют (Сг + Ы1)-стали, а после отпуска 500 °С -(Сг + Мп)-стали и молибденсодержащие стали. Введение ванадия в состав стали усиливает склонность к охрупчиванию и смещает температурный интервал охрупчивания до 550 - 600°С.

3. Исследованы особенности распада низкоуглеродистого мартенсита системы ХЗГНМ. Установлено, что в НМС типа ХЗГНМ при температурах отпуска около 350 °С внутри мартенситных реек формируются деформационно-неустойчивые карбидные выделения цементитного типа. При температурах отпуска 500 - 550 °С в теле и по границам мартенситных реек образуются мелкодисперсные деформационно-устойчивые спецкарбиды. Процессы полиго-низации и рекристаллизации происходят только при температурах выше 500 - 550 °С.

4. Установлено, что охрупчивание при отпуске НМС системы ХЗГНМ имеет необратимый характер, проявляется только при уровне прочности, которое соответствует уровню закаленного состояния, характеризуется хрупким транскристаллитным разрушением и связано с образованием мелкодисперсных карбидов. Отмечено, что даже в состоянии максимального охрупчивания эти стали обладают хорошим сочетанием характеристик механи

2 2 ческих свойств: сгв ^ 1100 Н/мм , ст0,2 ^ 900 Н/мм , 8 > 14 %,

KCU > 0,7 МДж/м2).

5. Показано, что стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита наиболее благоприятный комплекс свойств имеют в закаленном или низкоотпущенном состоянии (для НМС системы ХЗГНМ: ств > 1100 Н/мм2, сг0,2 > 850 Н/мм2, 8 > 14 %, KCU > 1,0 МДж/м ). Предложен также ряд способов, позволяющих повысить уровень ударной вязкости сталей данного класса во всем интервале температур отпуска или после отпуска, соответствующего температурам максимального охрупчивания.

6. Проведенные исследования позволили разработать технологию термического упрочнения насосно-компрессорных труб из НМС 07ХЗГНМ и 08Х2Г2Ф, включающую закалку на воздухе с прокатного нагрева, что позволило вписаться в действующее производство трубных заводов России с минимальными капитальными затратами. Рекомендуемые режимы отпуска, исключающие охруп-чивание, обеспечивают получение насосно-компрессорных труб разных категорий прочности.

1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986. 480 с.

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

3. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. 176 с.

4. Георгиев М.Н., Клейнер JI.M., Пиликина Л.Д., Симонов Ю.Н. Трещиностойкость малоуглеродистой мартенситной стали // ФХММ. 1987. № 2. С. 79 84.

5. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. 480с.

6. Грабский М.В. Структура границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1972. 160 с.

7. Apple С.A., Karon R.N., Krauss G. Packet microstructure in Fe -0.2pct.C martensite // Met. Trans. 1974. Vol. 5. № 3. P. 593 599.

8. Гольдштейн M.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985. 408 с.

9. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали. Екатеринбург: УРоРАН, 1999. 496 с.

10. Утевский Л.М., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. 222 с.

11. Устиновщиков Ю.И., Банных O.A. Природа отпускной хрупкости сталей. М.: Наука, 1984. 240 с.

12. Смирнов Л.В., Соколков E.H., Садовский В.Д. Влияние пластической деформации в аустенитном состоянии на хрупкость при отпуске конструкционных легированных сталей // Доклады АН СССР. 1955. Т. 103. № 4. С. 609 610.

13. Krauss G. Wärmebehandlung, Gefüge und Bruchmechanismen von Stählen mit mittleren und hohen Kohlenstoffgehalten // Neue Hütte. 1985. № 10. S. 375 378.

14. Pacuna J., Pawlowski B. Wplyw temperatury odpuszczania na ciagliwosc stali 30HGSNA // Zesz. nauk. AGH: Met. i odlew. 1984. № 4. P. 409 421.

15. Darwish F.A., Pereira L.C., Gatts C., Graca M.L. On the tempered martensite embrittlement in AISI 4140 low alloy steel // Mater. Sei. and Eng. 1991. 132. P. 5 9.

16. Ермаков Б.С., Колчин Г.Г. Влияние химического состава на формирование структуры и свойства термически обработанных конструкционных сталей. Л.: ЛДНТП, 1989. 28 с.

17. Соколков E.H., Садовский В.Д. Необратимая отпускная хрупкость конструкционных легированных сталей //ФММ. 1955. Т. 1. Вып. 2. С. 359 361; 363 - 367.

18. Banerji S.K., McMahon C.J., Feng Н.С. Intergranular facture in 4340-type steels: Effect of impurities and hydrogen // Met. Trans. 1978. Vol. A9. № 2. P. 237 243.

19. Большаков В.П., Стародубов К.Ф., Тылкин М.А. Термическая обработка строительной стали повышенной прочности. М.: Металлургия, 1977. 200 с.

20. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. Брайента К.Л., Бенерджи С.К. М.: Металлургия, 1988. 552 с.

21. Paji М., Möller R. The effect of boron on phosphorus segregation in austenite // Scr. met. 1984. Vol. 18. № 8. P. 813 815.

22. Кутьин А.Б. Оже-микроскопическое исследование сегрегации фосфора в процессе аустенизации стали // ФММ. 1996. Т. 81. Вып. 3. С. 168 170.

23. Смирнов М.А., Петрова С.Н. Высокотемпературная термомеханическая обработка как метод ослабления интеркристаллит-ной хрупкости сталей и сплавов // ФММ. 1993. Т. 76. Вып. 2. С. 7 22.

24. Briant C.L., Banerji S.K. Tempered martensite embrittlement in phosphorus doped steels // Met. Trans. 1979. Vol. A10. № 11. P. 1729 1737.

25. Briant C.L., Banerji S.K. The effect of molybdenum on tempered martensite embrittlement // Scr. met. 1979. Vol. 13. № 9. P. 813-816.

26. Erhart H., Paji M. Phosphorus segregation in austenite // Scr. met. 1983. Vol. 17. № 2. P. 171 174.

27. Thomas G. Retained austenite and tempered martensite embrittlement // Met. Trans. 1978. Vol. A9. № 3. P. 439 450.

28. Horn R.M., Ritchie R.O. Mechanisms of tempered martensite embrittlement in low alloy steels // Met. Trans. 1978. Vol. A9. № 8. P. 1039 1053.

29. Богачев И.Н., Чарушникова Г.А., Овчинников В.В., Литвинов B.C. Исследование расслоения в стали Г8 в интервале необратимой отпускной хрупкости // ФММ. 1975. Т. 39. Вып. 6. С. 1269 -1274.

30. Овчинников В.В., Литвинов B.C., Чарушникова Г.А. Мессбау-эровское исследование природы необратимой отпускной хрупкости железомарганцевых сплавов // ФММ. 1979. Т. 47. Вып. 5. С. 1099 -1102.

31. Литвинов B.C., Каракшиев В.Д., Хазыев М.С. Мессбауэров-ское исследование мартенсита марганцевых и никелевых сталей // МиТОМ. 1977. № 6. С. 14 17.

32. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. М.: Металлургия, 1973. 232 с.

33. Белоус М.В., Новожилов В.Б., Шаталова Л.А., Шейко Ю.П. Распределение углерода по состояниям в отпущенной стали // ФММ. 1995. Т. 79. Вып. 4. С. 128 137.

34. Briant C.L., Benerji S.K. Tempered martensite embrittlement and intergranular in an ultra-high strength sulfur doped steel // Met. Trans. 1981. Vol. A12. № 2. P. 309 319.

35. Шепеляковский K.3., Латышкова Ц.П. Влияние размера зерна аустенита на склонность сталей к необратимой отпускной хрупкости // В сб.: Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф. Ижевск, 1984. С. 44 - 45.

36. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Чевская О.Н., Литвиненко Д.А. Адсорбция фосфора на границах зерен аустенита и склонность закаленной стали к задержанному разрушению // ФММ. 1979. Т. 48. Вып. 6. С. 1262 1280.

37. Утевский Л.М. Отпускная хрупкость стали. М.: Металлургиз-дат, 1961. 191 с.

38. Забильский В.В. Проблема отпускной хрупкости конструкционных легированных сталей (обзор) // МиТОМ. 1987. № 1. С. 24 -33.

39. Константинова Т.Е. О природе обратимой отпускной хрупкости в стали // В сб.: Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф. Ижевск, 1984. С. 13 - 15.

40. Lei T.C., Tang С., Su M. Temper brittleness of 0.3C Cr - Mn - Si- 2Ni steel with various initial microstructures // Metal Science. 1983. Vol. 17. № 2. P. 75 79.

41. Qu Z., McMahon C.J. The effects of tempering reactions on temper embrittlement of alloy steels // Met. Trans. 1983. Vol. A14. № 1 6. P. 1101 - 1108.

42. Саррак В.И., Князева В.Р., Филиппов Г.А. Распад твердого раствора углерода и кинетика развития обратимой отпускной хрупкости хромо-марганцевой стали //ФММ. 1987. Т. 63. Вып. 6. С. 1138- 1144.

43. Константинова Т.Е. Мезоструктура деформированных сплавов. -Донецк: ДонФТИ НАН Украины, 1997. 170 с.

44. Архаров В.И., Константинова Т.Е. Природа обратимой отпускной хрупкости в сталях 35ХГСА и 12ХНЗА // ФММ. 1974. Т. 38. Вып. 1. С. 169 175.

45. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Шур Д.М., Чернобаева А.А. Прогнозирование склонности Cr Ni - Mo стали к отпускной хрупкости // ФММ. 1993. Т. 76. Вып. 5. С. 163 - 170.

46. Song Shenhua, Faulkner R.G., Jiang Hong A new view on the temperature-time dependence of temper embrittlement // J. Mater. Sci. Lett. 1994. Vol. 13. № 14. P. 1007 1009.

47. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах. М: Металлургиздат, 1960.322 с.

48. Ковалев А.И., Мишина В.П. Сегрегирование малых примесей в альфа-железе и интеркристаллитная хрупкость // В сб.: Интеркри-сталлитная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф. Ижевск, 1984. С. 11 - 12.

49. Ендржеевский Б.Е., Мешков Ю.Я., Пахаренко Г.А. Хрупкое разрушение стали с повышенным содержанием фосфора // МиТОМ. 1994. № 11. С.17 20.

50. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М.: Металлургия, 1973. 224 с.

51. Саррак В.И., Селиванов М.В. Интеркристаллитная хрупкость стали (Обзорная информация). М.: Черметинформация, 1979. 62 с.

52. Борисов И.А., Карк Г.С., Покусаева В.И. Влияние примесей на склонность к отпускной хрупкости теплостойких Cr Mo - V - стали // МиТОМ. 1985. № 9. С. 17 - 20.

53. Goretzki H., Rosenstiel P.V. Auger investigations of embrittlement phenomena in Cr Ni and Cr - Mo steels // Spectrochim acta. 1985. Vol. B40. № 5 - 6. P. 853 - 856.

54. Никулин С.А., Штремель M.А., Канев В.П. Сурьма как фактор зернограничной хрупкости // МиТОМ. 1983. № 12. С. 23 26.

55. Hondros E.D., Seah M.P. Segregation to interfaces // International Metals Reviews. 1977. Vol. 22. № 12. P. 261 303.

56. Seah M.P. Grain boundary segregation // Journal of Physics F: Metal Physics. 1980. Vol. 10. № 6. P. 1043 1064.

57. McMahon C.J. Solute segregation and intergranular fracture in steels: a status report //Mater. Sci. and Eng. 1980. Vol. 42. P. 215 -226.

58. Ковалев А.И., Мишина В.П., Щербединский Г.В. Особенности межкристаллитной внутренней адсорбции углерода и фосфора в сплавах железо легирующий элемент // ФММ. 1986. Т. 62. Вып. 1. С. 126 - 132.

59. Карк Г.С. Расчет изотермических и термокинетических диаграмм развития обратимой отпускной хрупкости Cr Ni - Mo сталей // Труды ЦНИИТМАШ. 1985. № 189. С. 60 - 76.

60. Гликман Е.Э., Котышев В.Ф., Черпаков Ю.И., Брувер Р.Э. Природа обратимой отпускной хрупкости и влияние углерода, фосфора и легирующих элементов на термокинетические особенности развития хрупкости // ФММ. 1973. Т. 36. Вып. 2. С. 365 -379.

61. Гликман Е.Э., Брувер Р.Э., Сарычев К.Ю. О влиянии углерода на межкристаллитную внутреннюю адсорбцию и межзеренное сцепление в сплавах Fe Р // Доклады АН СССР. 1971. Т. 200. № 5. С. 1055 - 1059.

62. Seah М.Р. Mechanisms of adverse effects // Ironmak. and Steelmak. 1985. Vol. 12. № 6. P. 288 289.

63. Установщиков Ю.И. Возможности устранения интеркристал-литного охрупчивания в сталях, содержащих фосфор // МиТОМ. 1985. № 10. С. 2 8.

64. McMahon С.J., Murza J.С., Gentner D.H. Further compositional effects on the temper embrittlement of 2V4Cr IMo steels // Trans. ASME. J. Eng. Mater, and Technol. 1892. Vol. 104. № 4. P. 241 -248.

65. Дробышевская И.С., Ковалев А.И., Сергеева Т.К., Литвиненко Д.А. Сегрегация примесей, отпускная хрупкость и водородное ох-рупчивание стали ЗОХНМА с различным содержанием молибдена // МиТОМ. 1995. № 5. С. 21 24.

66. Guttman М., Dumoulin Ph., Wayman М. Thermodynamics of interactive co-segregation of phosphorus and alloying elements in iron and temper-brittle steels // Met. Trans. 1982. Vol. 13A. № 10. P. 1693 1711.

67. Dumoulin Ph., Guttman M., Foucault M. e.a. Role of molybdenum in phosphorus-induced temper embrittlement // Metal Science. 1980. Vol. 14. № 6. P. 1 15.

68. Moller R., Brenner S.S., Grabke H.J. The effect of molybdenum on the grain boundary segregation of phosphorus in steel // Scr. met. 1986. Vol. 20. № 4. P. 587 592.

69. Wada M., Fukase S., Nishikawa O. Role of carbides in the grain boundary segregation of phosphorus in a 2.25Cr IMo steel // Scr. met. 1982. Vol. 16. № 12. P. 1373 - 1378.

70. Lee D.Y., Barrera E.V., Stark J.P., Marcus H.L. The influence of alloying elements on impurity induced grain boundary embrittlement // Met. Trans. 1984. Vol. 15A. № 7. P. 1415 1430.

71. Установщиков Ю.И. Роль легирующих элементов, примесей и углерода в отпускном охрупчивании сталей // В сб.: Интеркристал-литная хрупкость сталей и сплавов: тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф. Ижевск, 1984. С. 3 - 7.

72. Misra R.D.K. Influence of vanadium on grain boundary segregation of phosphorus in iron and iron-carbon alloys // Bull. Mater. Sci. 1991. Vol. 14. № 6. P. 1309 1322.

73. Фетисова М.М., Коврова Т.П., Плешаков Э.И. Термическая обработка конструкционных сталей для уменьшения отпускной хрупкости // МиТОМ. 1983. № 5. С. 30 31.

74. Smith J.F., Reynolds J.H., Southworth H.N. Influence of Mn on kinetics of P segregation in low-alloy steel // Metal Science. 1982. Vol. 16. № 9. P. 431 434.

75. Yu-Qing Weng, McMahon C.J. Surface segregation in an FeCrP alloy // Scr. met. 1986. Vol. 20. № 1. P. 19 23.

76. Suzuki S. Influence of chromium on solubility and grain boundary segregation of phosphorus in ferritic iron // Z. Metallk. 1991. Vol. 82. № 11. P. 883 887.

77. Yu J., McMahon C.J. The effects of composition and carbide precipitation on temper embrittlement of 2.25Cr IMo steel: part I. Effects of P and Sn // Met. Trans. 1980. Vol. 11 A. № 2. P. 277 -289.

78. Vol. 2. Oxford e. a., 1982. P. 784 - 792. (Реферативный журнал. Металлургия. 15И. 1983. № 1).

79. Горицкий В.М., Шнейдеров Г.Р., Богданов В.И. Склонность к тепловой хрупкости мартенситной Cr Ni - Mo - стали с добавками титана и бора // МиТОМ. 1991. № 5. С. 9 - 11.

80. Seah М.Р., Spencer P.J., Hondros E.D. Additive remedy for temper brittleness // Metal Science. 1979. № 5. P. 307 314.

81. Князева В.P., Саррак В.И., Филиппов Г.А. Роль карбидообразо-вания в развитии обратимой отпускной хрупкости стали // В сб.: Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов.- Тула, 1984. С. 79 83.

82. Погребняк Г.Д., Коврова Т.П., Плешаков Э.И. Влияние легирования на отпускную хрупкость конструкционных сталей // МиТОМ. 1991. № 3. С. 26 27.

83. Винокур Б.Б. Карбидные превращения в конструкционных сталях. Киев: Наукова думка, 1988. 240 с.

84. Фетисова М.М. Влияние структуры и внутренних напряжений на хрупкое разрушение конструкционных сталей // Wissenschaft Beitriebe Ingenieurhochschule Zwickau, 1982, 2, Sonderh.; 3 Kollog. Eingespanunng und Oberflachenverfestig. S. 275 276.

85. Астафьев A.A. Склонность хромоникелевых конструкционных сталей к охрупчиванию // МиТОМ. 1986. № 11. С. 19 24.

86. Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л. Структурная наследственность и интеркристаллитная хрупкость в высокопрочной низкоуглеродистой легированной стали // ФММ. 1995. Т. 80. Вып. 6. С. 96 107.

87. Апаев Б.А., Мадянов С.А., Малиновская С.Г. Взаимосвязь отпускной хрупкости сталей с их сопротивлением малым пластическим деформациям // В сб.: Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов. Тула, 1982. С. 112 -118.

88. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. 208 с.

89. Екобори Т. Научные основы прочности и разрушения материалов. Киев: Наукова думка, 1978. 352 с.

90. Ильина В.П., Энтин Р.И. О конструктивной прочности высокопрочной стали типа Х5МСФА // МиТОМ. 1991. № 6. С. 29 -31.

91. Емельянов A.A., Пышминцев И.Ю., Сафаров И.М., Корзников A.B. Влияние отпуска на деформацию и разрушение малоуглеродистых легированных мартенситно-бейнитных сталей // ФММ. 1994. Т. 77. Вып. 1. С. 155 160.

92. Столяров В.И., Никитин В.Н., Лазько Н.В. Отпускная хрупкость конструкционной марганцовистой стали, микролегированной V, Мо, В // МиТОМ. 1998. № 12. С. 25 28.

93. Журавлев В.Н., Николаева О.И. Машиностроительные стали: Справочник. М.: Машиностроение, 1992. 480 с.

94. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976. 272 с.

95. Энтин Р.И., Коган Л.И., Одесский П.Д., Клейнер Л.М., Толмачева Н.В. Прочностные свойства низкоуглеродистой мартенситной стали 07ХЗГНМ // Известия АН СССР. Металлы. 1982. № 4. С. 86 90.

96. Энтин Р.И., Панкова М.Н., Успенская C.B., Клейнер Л.М., Орлов Л.Г. Структура и свойства некоторых низкоуглеродистых легированных свариваемых сталей // МиТОМ. 1991. № 6.1. С. 31 33.

97. Морозов A.M., Николаев В.А., Паршин A.M., Рыбин В.В. Ох-рупчивание при отпуске хромомолибденванадиевой стали // МиТОМ. 1977. № 6. С. 38 42.

98. Симонов Ю.Н. Повышение трещиностойкости конструкционных сталей с мартенситной структурой. Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук. Пермь: ППИ, 1988. 262 с.

99. Бельченко Г.И., Губенко С.И. Основы металлографии и пластической деформации стали. Киев-Донецк: Вища школа, 1987. 240 с.

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

101. Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите // ФММ. 1968. Т. 26. Вып. 1. С. 147 156.

102. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Структура и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей // МиТОМ. 1999. № 8. С. 46 48.

103. Сазонов Б.Г. Влияние вторичной закалки из межкритического интервала на склонность стали к обратимой отпускной хрупкости // МиТОМ. 1957. № 4. С. 30 34.

104. Полякова A.M., Садовский В.Д. «Межкритическая закалка» конструкционных сталей // МиТОМ. 1970. № 1. С. 5 8.

105. Коган JI.И., Матрохина Э.В., Энтин Р.И. Влияние аустениза-ции в межкритическом интервале температур на структуру и свойства низкоуглеродистых сталей// ФММ. 1981. Т. 52. Вып. 6. С. 1232 1241.

106. Влияние межкритической термообработки на отпускное охруп-чивание Ni-Cr-Mo-V роторной стали // Экспресс-информация. Металловедение и термообработка. 1974. № 42. С. 5 8.

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

108. Коган Л.И., Клейнер Л.М., Энтин Р.И. Особенности превращения аустенита в малоуглеродистых легированных сталях // ФММ. 1976. Т. 41. Вып. 1. С. 118 124.

109. Клейнер Л. М., Коган Л.И., Энтин Р.И. Свойства низкоуглеродистого легированного мартенсита // ФММ. 1972. Т. 33. Вып. 4. С. 824 830.

110. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Косматенко И.Е., Некрасова С.З., Энтин Р.И. Малоуглеродистые конструкционные стали со структурой мартенсита // Бюл. ЦНИИинформации черной металлургии. 1974. № 4 (720). С. 3 9.

111. Клейнер Л.М. Прогрессивные процессы изготовления термоуп-рочненных полуфабрикатов при обработке сталей давлением // В сб.: Прогрессивные технологические процессы в обработке металлов давлением. Магнитогорск, 1997. С. 195 - 200.

112. Клейнер Л.М., Дружинин Ю.В., Толчина И.В. и др. Производство высокопрочного листа из малоуглеродистых мартенситных сталей // Сталь. 1995. № 5. С. 72 73.154

113. Клейнер Л.М., Толчина И.В., Сюзева Е.Б., Алешин В.А. Анализ технологии и свойства высокопрочных насосно-компрессорных труб // Сталь. 1996. № 9. С. 63 65.

114. Клейнер Л.М., Толчина И.В. Новые технологии и материалы в производстве нефтепромыслового оборудования // Нефтяное хозяйство. 1998. № 4. С. 70-71.

115. Молчанов Г.В., Молчанов А.Г. Машины и оборудование для добычи нефти и газа. М.: Недра, 1984. 464 с.й^ьский Новотрубный завод»

116. У Т В Е Р Ж Д А Ю Главный инженер1. Берсенев А.А.1. АКТо выполнении плана совместных работ с кафедрой МТО ПГТУ по освоению технологии термического упрочнения насосно-компрессорных труб из новых марок сталей

117. Начальник технического отдела1. Бойко С.А.

118. Руководитель работ зав. каф МТО ПГТУ д.т.н., профессор1. Клейнер Л.М.1. Исполнители работ1. Толчина И.В.1. Сюзева Е.Б.