автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Повышение конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей за счет формирования дисперсных многофазных структур при деформационных и термических обработках

На правах рукописи

Пышминцев Игорь Юрьевич

ПОВЫШЕНИЕ КОНСТРУКТИВНОЙ ПРОЧНОСТИ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ЗА СЧЕТ ФОРМИРОВАНИЯ ДИСПЕРСНЫХ

МНОГОФАЗНЫХ СТРУКТУР ПРИ ДЕФОРМАЦИОННЫХ И ТЕРМИЧЕСКИХ ОБРАБОТКАХ

Специальность 05.16.01 -Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург - 2004

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов Уральского государственного технического университета— УПИ

Научный консультант доктор технических наук,

профессор Попов Артемий Александрович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Капуткина Людмила Михайловна;

доктор технических наук,

профессор Смирнов Михаил Анатольевич;

доктор технических наук,

профессор Филиппов Михаил Александрович

Ведущая организация: ФГУП ГНЦ ЦНИИЧерМет им. И.П. Бардина

Защита состоится 21 мая 2004 г.

В 15-00 на заседании диссертационного Совета Д212.285.04 при Уральском государственном техническом университете - УПИ, 620002, г. Екатеринбург, Мира, 19, Зал Ученого совета металлургического факультета, ауд. Мт-324. т. (8343)3740362

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УТТУ-УПИ

Автореферат разослан_

Ученый секретарь специализированного Совета ^ Д212.285.04, профессор, д.т.н. £ ^л/ В.А.Шилов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность работы. Применение конструкционных материалов с улучшенными прочностными характеристиками и технологическими свойствами обеспечивает снижение металлоемкости машин, механизмов и конструкций, повышение эффективности и надежности их работы. Основной проблемой в рамках задачи повышения прочности материалов, как показателя способности материалов сопротивляться пластической деформации, является необходимость обеспечения адекватной пластичности и вязкости.

Исследования последних десятилетий показали, что наиболее эффективным способом повышения прочности при обеспечении достаточной вязкости и пластичности является измельчение структуры путем микролегирования и контролируемой прокатки. Реализация таких подходов в промышленности дала целый класс материалов с размером зерна 5-15 мкм. Обнаружены широкие возможности упрочнения за счет создания дисперсных структур с применением методов деформационно-термической обработки и, в частности, интенсивной пластической деформации (ИПД). Физическая природа упрочнения таких материалов сложна и требует тщательного анализа.

Необходимо, во-первых, выделение эффектов упрочнения, обусловленных особо малым размером зерна, получение количественных выражений для описания величины зернограничного упрочнения и пластичности ультрамелкозернистых (УМЗ) и субмикрокристаллических (СМК) состояний. Во-вторых, для установления потенциала таких материалов необходимо понимание особенностей холодной деформации отдельных структурных составляющих и их совокупности в сплавах. Это позволит прогнозировать комплекс свойств и особенности механического

рос национальная библиотека

поведения, как однофазных, так и гетерофазных сплавов с высокодисперсными структурными составляющими.

Необходимость повышения конструктивной прочности стали, как основного материала широкого применения, требует детального изучения влияния микроструктурных факторов на пластичность. Несмотря на значительные успехи в развитии экспериментальной техники и накопленный опыт в испытании различных металлов, микроструктурные аспекты пластичности остаются наименее освещенными. Это требует микроструктурного анализа специфики деформации и разрушения сталей с многофазной структурой в различных условиях нагружения.

Характерно, что возможности повышения уровня важнейших механических характеристик легированных и низколегированных сталей путем применения традиционных видов термической обработки близки к исчерпанию. Работами последних десятилетий показано, что формирование в малоуглеродистых сталях дисперсных продуктов низкотемпературного распада аустенита является одним из эффективных методов достижения высокого комплекса свойств в изделиях различного применения. При этом особая роль принадлежит остаточному метастабильному аустениту, изучение поведения которого при различных условиях деформации представляет особый интерес для разработки новых высокопрочных, в том числе экономно легированных, сталей и способов их обработки.

Цель диссертационной работы заключалась в разработке научных основ создания сталей с высокой конструктивной прочностью, отыскании рациональных композиций, оптимальных структур и эффективных режимов деформационной, деформационно-термической и термической обработок высокопрочных малоуглеродистых сталей различного назначения с улучшенными показателями пластичности и вязкости.

Научная новизна. В результате систематических исследований установлены закономерности влияния размера зерна (вплоть до субмикрокристаллического) и остаточных напряжений на прочность и пластичность железа, титана, меди технической чистоты и промышленных сплавов на их основе, подвергнутых ИПД.

На основе анализа экспериментальных данных предложены аналитические выражения для описания хода деформационного упрочнения субмикрокристаллического и ультрамелкозернистого феррита при наличии других упрочняющих, факторов умеренной- величины. Показано, что при обработках, обеспечивающих релаксацию дальнодействующих напряжений без роста зерен, достигается снижение скорости деформационного упрочнения и повышение его стабильности, сопровождающееся переходом к более пластичному поведению..

Получены новые данные о связи параметров микроструктуры (размера зерна феррита, количества неметаллических включений, дисперсных частиц, перлита, коэффициента смежности фаз) и прочности, пластичности, сопротивления разрушению низколегированных сталей массового применения при различных схемах напряженного состояния.

Найден эффективный способ повышения конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей с высоким содержанием аустенитообразующих элементов путем деформации в межкритическом • интервале температур (МКИ), приводящей к формированию дисперсных гетерофазных структур волокнистого типа с повышенным содержанием остаточного аустенита.

Выявлены закономерности. влияния напряженного. и деформированного состояний на структурные превращения при деформации и разрушении экономнолегированных феррито-бейнитных холоднокатаных листовых автомобильных сталей, усиленных ТРИП-эффектом. Установлено определяющее значение показателя напряженного

состояния на скорость образования мартенсита деформации и способность частиц «вторых» фаз к пластическому течению без разрушения, что обеспечивает рост пластичности высокопрочных сталей с повышенным содержанием остаточного аустенита при «смягчении» условий формоизменения.

Показано, что зависимость механических свойств гетерофазных сталей с метастабильным аустенитом от скорости деформации имеет немонотонный характер. При повышении скорости деформации на несколько порядков-до уровня 150с'1 обнаружен рост пластичности и энергоемкости разрушения сталей, усиленных ТРИП-эффектом, сопровождающийся пластичным поведением аустенит-мартенситных «островков» в структуре.

Предложены и экспериментально обоснованы модели деформационного упрочнения гетерофазных высокопрочных сталей в различных условиях нагружения, учитывающие перераспределение деформации между структурными составляющими, упрочнение феррита с мелким и ультрамелким зерном и влияние внешних факторов на превращение аустенита в мартенсит.

Практическая значимость работы состоит в использовании полученных результатов о связи параметров структуры и механических свойств для прогнозирования комплекса свойств и изыскания путей достижения высокой конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей различного назначения.

Для УМЗ и СМК железа и титана технической чистоты найдены характерные значения коэффициентов в уравнении Холла-Петча. Экспериментально - подтверждено, что СМК структура при условии релаксации избыточных напряжений определяет не только высокую прочность при сохранении пластичности, но и обеспечивает низкий порог хладноломкости феррита вплоть до -196°С. Показано, что в металлах и

сплавах с ультрадисперными структурами имеется запас пластичности для холодной деформации в условиях «мягких» схем нагружения.

Проведенный комплекс исследований позволил разработать способ получения длинномерных субмикрокристаллических образцов с высокими прочностными свойствами и демпфирующей способностью в холоднодеформированном состоянии.

Разработан способ упрочнения низколегированной стали за счет регламентированной по температуре и степени деформации теплой прокатки, позволяющий сформировать дисперсную структуру и расширяющий перспективы применения УМЗ материалов.

Обоснован способ повышения пластичности и вязкости ферритных сталей путем формирования рекристаллизованной структуры с мелким зерном за счет понижения температуры конца прокатки, увеличения степени обжатия при умеренном исходном размере зерна. Предложен способ формирования мелкого зерна в ферритных сталях с развитой субструктурой непосредственно после прокатки, как наиболее эффективный путь повышения прочности, вязкости и пластичности.

В условиях серийного производства реализован способ существенного повышения комплекса свойств массивных цилиндрических поковок из Сг-Мо и Сг-Мп-Мо сталей за счет управляемого формирования дисперсных структур с годовым экономическим эффектом более 15млн рублей.

Разработаны составы и способы обработки высокопрочных легированных малоуглеродистых сталей типа 08Г5Н2МАФДБ для крупногабаритных изделий ответственного назначения. Предложены способы деформационно-термического упрочнения малоуглеродистых легированных сталей за счет использования деформации в МКИ, обеспечивающие принципиально новый уровень прочности и вязкости.

На основании обобщения экспериментальных и теоретических исследований разработаны составы и методы обработки перспективных холоднокатаных листовых сталей с гетерофазной дисперсной структурой и метастабильным аустенитом, обладающих более высоким комплексом специальных свойств, чем используемые высокопрочные стали. Предложено экономное легирование C-Mn-Cr-Mo-B-Ti(Nb) сталей для достижения в горячекатаном тонком листе со сложной многофазной структурой временного сопротивления до ЮООМПа при удлинении более 10%. Разработаны параметры деформационной и термической обработок холоднокатаных низколегированных феррито-бейнитных C-Mn-Si и С-Мп-Al-Si сталей с повышенным количеством остаточного аустенита, обеспечивающих высокий комплекс свойств при квази-статическом и экстремальном динамическом нагружении. На защиту выносятся:

• совокупность результатов исследований деформационного упрочнения ультрамелкозернистых и субмикрокристаллических металлов и сплавов с сильным зернограничным упрочнением, их свойства в деформированном и отожженном состояниях;

• совокупность результатов изучения деформационного поведения а-железа и ферритной матрицы малоуглеродистых сталей с различным размером зерна, вплоть до ультрамелкого, и разработанные подходы к аналитическому описанию влияния размера зерна на скорость деформационного упрочнения;

• закономерности влияния параметров микроструктуры на соотношение прочности, пластичности, вязкости и микромеханизмов разрушения малоуглеродистых легированных сталей с ферритной, феррито-перлитной, феррито-бейнитной, феррито-мартенситной и бейнитной-структурами;

• закономерности формирования микроструктуры и механических свойств холодно- и горячекатаных листовых высокопрочных экономнолегированных гетерофазных сталей для автомобилестроения и легированных сталей специального назначения;

• способы деформационной и термической обработок, обеспечивающих повышение конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей за счет формирования дисперсных многофазных структур;

• концепция достижения высокой конструктивной прочности в малоуглеродистых сталях различного применения. Диссертационная работа является систематизацией и обобщением

результатов исследований, проводившихся по инициативе и под руководством автора.

Апробация результатов работы. Основные результаты были обсуждены и доложены на 14, 15 и 16-й Уральских школах металловедов-термистов, Всесоюзн. семинаре "Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов" (Ленинград, 1990); 13-й Международной конф. "Физика прочности и пластичности металлов и сплавов"' (Самара, 1990), 1-м Международном семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах (Барнаул, 1992); 8-й Международной конф. "Проблемы и успехи механики разрушения" (Киев, 1993); 6-м Международном семинаре "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (Екатеринбург, 1993); НТК "Бернштейновские чтения" (Москва, 1996 и 1998); 7-м Международном семинаре "Структура, дефекты и свойства нанокристаллических, ультрадисперсных и мультислойных материалов" (Екатеринбург, 1996); РНТК "Новые материалы и технологии" (Москва, 1997); Школе-семинаре

института перспективных исследований НАТО «Наноструктурные материалы: Наука и технология» (С.Петербург, 1997); 4-й Международной конф. по наноструктурным материалам (Стокгольм, 1998); Всеросс. конф. "Прочность и разрушение материалов и конструкций" (Орск, 1998); 4-м Международном семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул, 1998); 8-м Международном семинаре "Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 1999); 9-м Всемирном конгрессе по титану (С. Петербург, 1999); Международной НТК «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (МНТ-5 Обнинск, 1999), Семинаре НАТО "Исследования и применение интенсивных пластических деформаций" (Москва, 1999), Международной конф. по высокопрочным сплавам железа, усиленным ТРИП-эффектом (Тент, 2002), 44-й конф. по производству и обработке сталей (MWSPISS Орландо, 2002).

Тематика диссертации явилась частью комплексных исследований в рамках НТП МО РФ «Научные исследования высшей школы по приоритетным, направлениям науки и техники» (подпрограмма «Новые материалы»). Работа выполнена благодаря поддержке в рамках программы исследований по фундаментальным проблемам металлургии Государственного комитета РФ по высшему образованию в направлении «Структура, свойства и процессы получения аморфных и нанокристаллических материалов, композитных материалов»; грантом Министерства общего и профессионального образования. РФ по фундаментальным проблемам металлургии N 96-26-5.1-33 «Разработка принципов упрочнения конструкционных материалов с повышенным комплексом свойств на основе анализа общих закономерностей упрочнения и разрушения, малоуглеродистых сталей»; гранта ИНТАС № 97-1243; международного проекта 965130015-35 «Свойства и производство нанокристаллических материаллов».

Публикации. Основные научные и практические результаты работы опубликованы в монографии, 38 статьях, 5 авторских свидетельствах на изобретения и патентах РФ.

Объем и структура работы. Диссертация содержит 440 страниц, 166 рисунков, 36 таблиц, и состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы из 312 наименований и 2 приложений.

Автор признателен сотрудникам, кафедры термической обработки и физики металлов Уральского государственного технического университета, где была выполнена большая часть данной работы, а также коллегам из ИФМ РАН, ИПСМ РАН, ИФПМ УГАТУ, Института машиноведения РАН, университета Гента (Бельгия), центра OCAS (Бельгия), ИТЦ ОАО «Мечел» и других организаций за практическую помощь в проведении и реализации результатов исследований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении показана актуальность работы, сформулированы цель и задачи исследования, отмечена научная новизна полученных результатов и практическая ценность работы.

В первой главе изложены результаты исследований связи микроструктуры и свойств СМК и УМЗ Fe, сталей, Си, Ti, рассматриваемых в качестве модельных материалов для изучения вклада ультрадисперсных структурных составляющих в комплекс свойств. В настоящее время объекты с ультрадисперсной структурой наиболее надежно изготавливаются методами ИПД и имеют малый размер (порядка нескольких миллиметров). Поэтому оценка механических свойств таких объектов зачастую проводится по измерению микротвердости, что подразумевает довольно грубые допущения при переносе полученных данных на основные прочностные характеристики (предел упругости, текучести и др.).

В диссертации решена задача наиболее полного описания механического поведения таких объектов путем построения кривых деформационного упрочнения при испытаниях на изгиб, сжатие и растяжение микрообразцов с минимальной длиной рабочей части 4мм за счет создания методик и комплексной оснастки для универсального чувствительного испытательного оборудования.

Установлена достаточная представительность испытаний на растяжение с использованием разработанной методики образцов из различных материалов с максимальным уровнем твердости до 2500-2600МПа. При более высоком уровне прочности показана целесообразность испытаний микрообразцов на изгиб или сжатие.

Характеристики микроструктуры (распределение зерен и субзерен по размерам, их разориентировки, текстура, плотность дислокаций и др.) образцов после ИПД и последующей термической обработки определялись электронно-микроскопически в режиме светлопольного и темнопольного изображения, а так же из анализа картин микродифракции. Для анализа микроструктуры и определения статистически значимых характеристик, измерения разориентировок структурных элементов материалов с размером зерна более 0,5мкм использовались методы ориентационной микроскопии (OIM-EBSD).

Изучено влияние структурных характеристик (размер зерен, состояние границ и их полей напряжений, плотность и характер распределения дислокаций), варьируемых при деформации и последующем отжиге на:

• сопротивление началу пластической деформации;

• эволюцию параметров, входящих в уравнение Холла-Петча;

• закономерности и количественные характеристики деформационного упрочнения;

• сопротивление хрупкому разрушению.

Наиболее значимые результаты были получены на образцах, обработанных методом равноканального углового прессования при 400-450°С. Показано, что в высокопрочном состоянии (ао,2=920МПа) основной вклад в предел текучести (до 700МПа - ~74%) вносят факторы, связанные с малым размером зерен (~0,4мкм). Доля остаточных напряжений существенна только в неотожженных деформированных образцах и составляет до 15%. При изменении параметров деформационной-обработки она может меняться в существенных пределах, главным образом, в большую сторону.

Учет вклада в предел текучести остаточных упругих напряжений позволил выделить в чистом виде эффект зернограничного упрочнения и показать, что для каждого структурного состояния можно использовать уравнение Холла-Петча со значением коэффициента к, меняющимся в узком диапазоне для определенного структурного состояния. На практике для аналитического описания свойств целесообразно использовать определенные значения коэффициента к для типичных структурных состояний. Предельные значения для армко-железа (феррита в углеродистых и низколегированных сталях) соответствуют: для глубоко отожженного состояния и для упрочненных

состояний, в частности, для ультрадисперсного, где существенный вклад в предел текучести вносят дальнодействующие упругие напряжения.

Изучение деформационного поведения а-железа (феррита, который составляет основу большинства конструкционных сталей) с различным размером зерна, вплоть до ультрамелкого, позволило разработать новый подход к аналитическому описанию влияния размера зерна на скорость деформационного упрочнения. В основу аналитического описания хода деформационного упрочнения поликристаллов с ОЦК решеткой положена параболическая зависимость со свободным членом, равным пределу

текучести. При этом скорость упрочнения определяется величиной коэффициента упрочнения сильно зависящего от параметров

структуры, и показателем упрочнения принимаемого для

практических расчетов на уровне 0,5.

В связи с неоднозначностью существующих теоретических оценок скорости деформационного упрочнения ультрамелкозернистых материалов в работе проведен сравнительный анализ расчетных и экспериментальных значений констант в уравнении, описывающем ход деформационного упрочнения при размере зерна от 0,5±0,1 до 15мкм. Установлено, что применение известных для крупнозернистого и разупрочненного состояния значений коэффициента упрочнения С не дает адекватного описания поведения феррита, с дисперсной. структурой и приводит к переоценке соотношения прочности и равномерного удлинения (пластичности). В частности, показано, что в СМК и УМЗ армко-железе интенсивность нарастания скорости деформационного упрочнения с уменьшением размера зерна существенно ниже, чем в крупнозернистом состоянии.

Обработка собственных экспериментальных данных, позволила установить характерные значения коэффициентов Сиm для феррита с различным размером зерна вплоть до ультрамелкого и спрогнозировать соотношение прочностных и пластических характеристик сталей с ферритной основой и различным размером зерна феррита. Существенно, что данный анализ был проведен для различного уровня упрочнения (от 100 до ЗООМПа), связанного с действием других составляющих упрочнения (твердорастворного, дисперсионного и т.д.).

Разработанный подход позволил впервые оценить изменение соотношения предела текучести, временного сопротивления и равномерного удлинения при измельчении размера зерна феррита (рис.1). При уменьшении размера зерна закономерно возрастают прочностные

свойства, тогда как изменение равномерного удлинения немонотонно. Максимальное равномерное удлинение достигается при размере зерна в 15-30мкм при отсутствии действия других упрочняющих факторов. При увеличении вклада упрочняющих факторов, отличных от зернограничного, максимум пластичности (равномерного удлинения) смещается в область более мелких зерен. Так, при величине других упрочняющих факторов в ЗООМПа максимальную пластичность имеет феррит с размером зерна 5-Юмкм. Это является принципиальным для разработки сталей повышенной-прочности, в которых уровень служебных свойств достигается совокупным действием многих факторов.

5 10' 15- 20 25 30

5Р, %

Рис. 1. Расчетные соотношения равномерного удлинения и предела текучести для феррита с различным размером зерна и величиной упрочняющих факторов

Проведение экспериментов на других материалах (титан, его промышленные сплавы и др.) показало, что подобные закономерности зернограничного упрочнения носят весьма универсальный характер. Величина вклада диспергирования структуры в соотношение прочности и пластичности во многом определяется совокупным действием

разнообразных структурных факторов и может меняться в широком диапазоне для известных конструкционных сплавов.

Многоплановый подход к оценке влияния структурных факторов на прочностные и пластические свойства металлов был так же применен для анализа влияния размера зерна в диапазоне от 0,5 до 50мкм на сопротивление вязкому и хрупкому разрушению. Микроструктурными и микрофрактографическими методами установлено, что повышение сопротивления хрупкому разрушению при измельчении зерна является весьма, общей закономерностью. Она также выполняется для диапазона ультрамелких и субмикрокристаллических зерен при условии наиболее полного снятия остаточных напряжений, которые существуют в материале при использовании ИПД для получения образцов. Так, в образцах армко-железа, подвергнутых отжигу после РКУ прессования для снятия остаточных напряжений, хрупкое разрушение наблюдается в пределах крупных зерен с развитой субструктурой, тогда как при испытании на ударный изгиб даже при температуре -196°С вязкий ямочный механизм разрушения присущ областям с субмикрокристаллическими зернами.

Во второй главе на основе собственных экспериментальных исследований рассмотрено влияние микроструктуры, фазового состава армко-железа, феррито-мартенситных, и феррито-перлитных сталей на прочность и пластичность при различных схемах напряженного состояния.

Поскольку при изготовлении и эксплуатации изделий напряженное состояние отличается от одноосного растяжения, то для большей объективности технологическую пластичность сталей с различными типами структур и их количественными характеристиками оценивали.в зависимости от величины показателя-напряженного состояния среднее нормальное напряжение, Т - интенсивность касательных напряжений).

Основу большинства конструкционных сталей составляет ферритная матрица, и, в первую очередь, представляло интерес выявление структуры армко-железа, обеспечивающей наилучшую конструктивную прочность. Различная микроструктура обеспечивалась прокаткой за несколько проходов (до е=90%) в широком интервале температур (500-1100°С) с последующим отжигом. Установлено, что наилучшее сочетание прочности, технологической пластичности и вязкости (предел текучести-480МПа, накопленная деформация сдвига 8-10 при S/T=0) обеспечивает микроструктура, формирующаяся после деформации при 600°С и отжига в течение 1 часа при той же температуре. Это связано с образованием мелкого однородного зерна (12-15мкм), содержащего субзерна размером 2-4мкм при минимальном уровне внутренних остаточных напряжений вследствие низкой плотности дислокаций внутри субзерен. Структура, формирующаяся в результате деформации при 800-900°С, обеспечивает наряду с меньшим уровнем прочности (210-270МПа), более низкие характеристики технологической пластичности (накопленная деформация сдвига 4-5), что обусловлено не только укрупнением зерна, но и большим размером субзерен.

На основе исследования механизма зарождения и развития вязких трещин при различных схемах напряженного состояния в армко-железе с варьируемыми характеристиками структуры показано, что определяющее влияние структуры на механические свойства проявляется через особенности пластического течения. При «жестком» нагружении (высокие значения S/T) в мелкозернистом армко-железе предпочтительными местами зарождения микропор являются межфазные границы (неметаллические включения/матрица), в то время как в крупнозернистых образцах наряду с зарождением на включениях развит процесс образования пор на границах зерен.

Установлено, что формирование однородной мелкозернистой структуры при снижении температуры конца прокатки до 750-850°С при значительном обжатии в последнем проходе благоприятно сказывается на вязкости и пластичности высокохромистых ферритных нержавеющих сталей. Переход к преимущественно крупнозернистому состоянию при развитой субструктуре сопровождается снижением исходного уровня, вязкости (КСЦ> 1 ООДж/см2) в 2,5-3 раза. Таким образом, уровень вязкопластических характеристик армко-железа и ферритных сталей определяется, в основном, размером зерна и наличием в нем субструктуры. В условиях существующей технологии производства листа из ферритных сталей формирование оптимальной структуры предопределяется не только температурой конца прокатки и степенью деформации, но и содержанием углерода. Повышение содержания в стали углерода от 0,02 до 0,15мас.% при исходном умеренно крупном зерне, сформированном при прокатке сляба, способствуют формированию мелкого зерна.

В работе проведено систематическое исследование вкладов параметров структуры в формирование комплекса механических свойств и особенности микромеханизмов разрушения гетерофазных конструкционных сталей, содержащих, наряду с ферритной матрицей, частицы цементита, продукты превращения переохлажденного аустенита (перлит, бейнит, мартенсит), дисперсные выделения специальных карбидов и карбонитридов, а также неметаллические включения (преимущественно сульфидные).

С использованием низколегированной стали 05Г2С2, не имеющей выделений дисперсных упрочняющих фаз, изучено влияние количества и морфологии «вторых» структурных составляющих (мартенсита, бейнита), которые характеризуются более высоким, чем феррит сопротивлением деформации, на механические свойства сталей. Соотношение, размер и морфология низкотемпературных продуктов распада регулировалось

изменением исходной структуры перед окончательной закалкой из межкритического интервала температур (МКИ). Достигалось формирование различной микроструктуры: 1) с «сетчатым» расположением мартенсита преимущественно по границам ферритных зерен, 2) близкой к «микродуплексной», 3) «островкового» типа с мартенситом, образующимся в основном в тройных стыках ферритных зерен.

Важно, что при движении вдоль данного ряда структур увеличивается коэффициент смежности феррита, снижается удельная поверхность раздела феррит-мартенсит и меняется дисперсность структурных составляющих. Установлено, что микроструктура «микродуплекс» в сравнении с «островковой» обладает более интенсивным увеличением пластичности при «смягчении» схемы напряженного состояния. Такая структура обеспечивает наряду с повышенной пластичностью и высокие прочностные свойства. Это позволяет считать, что при большинстве «мягких» технологических процессов обработки металлов давлением (высадке, волочении, прессовании, прокатке и т.д.) «микродуплексная» структура по сравнению с другими обеспечивает наибольшую технологическую пластичность.

Микрофрактографическими исследованиями найдено, что в сталях с многофазной структурой очагами зарождения микропор являются места максимального негомогенного пластического течения, которыми в первую очередь являются межфазные границы. Следовательно, в условиях высоких сжимающих напряжений зарождение микропор происходит сравнительно равномерно по объему материала, затрудняя локализацию процесса, и при больших степенях деформации.

Большинство изделий из конструкционных низколегированных сталей имеют феррито-перлитную структуру с определенной долей неметаллических включений и дисперсных частиц. Анализ с

использованием аппроксимирующих функций экспериментально построенных диаграмм пластичности сталей с различной структурой и микромеханизмами разрушения позволил сделать следующие заключения:

• увеличение объемной доли перлита, дисперсности структуры (протяженности межфазных границ) приводит к снижению начального уровня пластичности при растяжении в обычных условиях, который интенсивно возрастает при уменьшении показателя напряженного состояния;

• упрочнение ферритной матрицы малым количеством среднеуглеродистого мартенсита (бейнита) благоприятнее для сохранения высокой пластичности, чем такое же по величине упрочнение перлитом;

• охрупчивающее действие перлита и сульфидных включений нивелируется при "мягких" схемах нагружения с преобладающим действием сжимающих напряжений.

На основе полученных представлений проведено изыскание возможностей достижения высокой конструктивной прочности в низколегированных сталях типа 03ГФ1 и 20ГФ1 путем комплексного упрочнения при формировании в прокате дисперсных структур и стабилизации их за счет выделения однородно распределенных «вторых фаз». Использованы близкие к предельным обжатия в лабораторном стане вблизи (±50°С) температуры рекристаллизации. В зависимости от условий прокатки найдены способы управления структурными состояниями с различной плотностью дефектов, величиной остаточных напряжений, размером зерен и субзерен, выделений специальных карбидов и цементита в сталях с 0,03-0,25мас.% углерода, легированных марганцем до 1,4% и ванадием до 0,20%.

Обобщение результатов показало, что оптимальная с точки зрения соотношения прочности и пластичности структура формируется в низколегированных сталях в результате прокатки при 550-600°С с последующим отжигом при 550°С. Установленные закономерности позволили разработать способ формирования оптимальной структуры при прокатке, защищенный патентом РФ. Проведенные исследования показали, что малоуглеродистые стали после теплой интенсивной прокатки имеют более высокий комплекс свойств (сочетание прочности, вязкости, хладостойкости и пластичности) по сравнению с таковым в крупнозернистом состоянии или в среднеуглеродистых легированных сталях; закаленных и отпущенных на такую же прочность.

В третьей главе описано исследование малоуглеродистых высоколегированных сталей типа 08Г4Н4МАФБД. Данные стали обладают широким спектром возможностей диспергирования структуры благодаря формированию многофазной матрицы, содержащей низкотемпературные продукты превращения аустенита и прослойки остаточного аустенита, дисперсные частицы карбидов и меди. Такая структура создавалась

путем непрерывного охлаждения образцов с температуры аустенитизации, отжига или деформации в межкритическом интервале (МКИ) температур.

В зависимости от температурного интервала распада переохлажденного аустенита наблюдали формирование при непрерывном охлаждении различных морфологических типов альфа-фазы:

• высокотемпературный полигональный феррит(ТОбР>500°С);

• глобулярный бейнит, состоящий из пакетов ферритных реек с относительно невысокой плотностью дислокаций и дисперсными частицами карбонитридов и е-меди

• реечный бескарбидный бейнит с повышенной плотностью дислокаций формирующийся при температуре 250-450°С, которая слабо зависит от скорости охлаждения.

Согласно проведенным исследованиям, для достижения высокой пластичности, вязкости и хладостойкости сталей данного типа количество полигонального феррита и глобулярного бейнита должно быть минимизировано, что определяется в первую очередь содержанием углерода в стали не ниже 0,06%, оказывающего сильное тормозящее влияние на образование бейнита. В том же направлении активно влияет повышение количества в стали марганца, молибдена, хрома, тогда как никель оказывает наиболее слабое действие. Регрессионным анализом найдена зависимость температуры начала формирования реечного бейнита от содержания основных элементов в стали, которая имеет вид: В2Н=650-955С-25Мп-20№-17Си-5,5№-Мп, °С

Изучение на основе факторного анализа влияния отдельных химических элементов на положение критических точек, устойчивость переохлажденного аустенита в 74 композициях сталей, отыскание их оптимального фазового состава и структуры показало, что содержание углерода в сталях заданного применения должно находиться в пределах 0,06-0,09%, количество Мп - 4-5% при содержании № до 2-3%. Это привело к разработке стали 08Г5Н2МАФБД, приоритет на состав которой подтвержден авторским свидетельством.

Использование в формировании прочностных свойств данных сталей всех известных механизмов упрочнения позволяет путем термообработки и варьирования состава изменять в широких пределах вклад различных составляющих и тем самым управлять, всем комплексом механических свойств. Так, при закалке с умеренной скоростью охлаждения (на воздухе) достигается состояние, в котором доминирующая роль принадлежит

упрочнению, обусловленному большой' протяженностью (суб)-границ, повышенной плотностью дислокаций, и твердорастворному упрочнению при минимальном вкладе дисперсных частиц. Отличительной чертой такого состояния является высокая прочность (ав>1250МПа, ао.г'^ОМПа) наряду с хорошей пластичностью (55>15%), вязкостью (КСУ50>6ОДж/см3), и хладостойкостью, что позволяет использовать закаленные на воздухе крупногабаритные изделия из данных сталей без последующего отпуска.

Применение высокого отпуска (Тотп=550-600°С) позволяет повысить пластические характеристики при сохранении исходного

уровня предела текучести за счет смены механизма упрочнения -доминирующим становится дисперсионное твердение (15-20% от предела текучести) благодаря выделению карбонитридов V, № и частиц е-меди. Это проявляется в высокоотпущенных образцах в уменьшении показателя деформационного упрочнения на начальных стадиях пластического течения по сравнению с таковым в исходно закаленных образцах. Рост пластичности высокоотпущенных сталей, несмотря на охрупчивающее действие дисперсных выделений, можно объяснить увеличением пластичности матрицы при выходе из твердого раствора внедренных атомов Это сопровождается некоторой потерей вязкости, которая,

тем не менее, остается на достаточно высоком уровне.

Стали типа 08Г5Н2МАФБД после термообработки по оптимальным режимам обеспечивают высокую конструктивную прочность

изделий специального

назначения крупного сечения. Это обусловлено формированием высокодисперсной структуры, состоящей из реечного бескарбидного бейнита, прослоек остаточного аустенита (8-10%), упрочненных дисперными частицами. Данную структуру удается сформировать при

охлаждении на воздухе даже в плитах толщиной до 300мм со сравнительно низкими скоростями (5-15°С/мин) в интервале температур 600-400°С.

Благоприятное влияние остаточного аустенита на комплекс свойств заключается в создании значительного резерва пластичности и вязкости, хотя увеличение его количества приводит к заметному снижению предела текучести при сохранении или даже возрастании временного сопротивления. Это обусловило необходимость изучения поведения остаточного аустенита при различных термообработках.

Найдено, что в марганцево-никелевых сталях данных композиций нагрев (отпуск) вблизи нижней границы МКИ (Т=580-600°С) не вызывает распада остаточного аустенита, тогда как в хромоникелевых сталях, у которых МКИ выше, остаточный аустенит полностью исчезает при Т>600°С. Температура выдержки в МКИ определяет стабильность аустенита к последующему распаду с образованием низкотемпературных продуктов, поскольку в ходе нагрева происходит заметное перераспределение между фазами химических элементов (в первую очередь углерода), что установлено исследованиями с применением ядерного гамма-резонансного метода.

Количество ревертированного аустенита в зависимости от температуры нагрева изменяется по кривой с максимумом при температуре 650°С. Максимальное содержание аустенита после нагрева и охлаждения до комнатной температуры определяется составом стали и температурой выдержки в МКИ. Сильное влияние на количество аустенита оказывает содержание углерода, а также основных аустенитообразующих элементов (Мп, №), поэтому в стали 10Г4Н4МАФ можно сформировать до 35% остаточного аустенита, а в стали 05Г4НЗМАФ - ~18%.

Решение проблемы получения максимально высокой прочности в сталях со значительным содержанием остаточного аустенита было найдено в дальнейшем диспергировании матричных фаз путем ТМО (деформацией

на 8=50-90% в МКИ). Показано, что прокатка в МКИ приводит к повышению временного сопротивления до 1550МПа, равномерного удлинения до 15-18% при сохранении предела текучести на уровне 950-ЮООМПа. Такой комплекс механических свойств в сталях типа 07Г6НЗМАФ достигается после обработки по следующей технологической схеме: закалка на воздухе + деформация за 2-3 прохода на 50-90% в верхней половине МКИ с подогревом в междеформационных паузах + охлаждение на воздухе до комнатной температуры + заключительный отпуск при Т=580-620°С. Ключевым моментом в достижении наивысшей конструкционной прочности является присутствие в данных сталях до 45% аустенита, определяющего ход кривой деформационного упрочнения. Широкое использование подобной обработки ограниченно размерами изделий и мощностью прокатного оборудования.

В четвертой главе выявленные на примере высокопрочных сталей закономерности по формированию повышенного количества остаточного аустенита и его влиянию на механические свойства нашли применение к экономно легированным малоуглеродистым сталям, используемым для изготовления автомобильного листа. Рассмотрены вопросы разработки составов и производства горяче- и холоднокатаного стального листа с повышенной конструктивной прочностью за счет замены упрочнения участками малопластичных «вторых фаз», приводящего к заметному снижению пластичности и вязкости, на упрочнение низкотемпературными продуктами распада с участками остаточного аустенита регламентированного количества, устойчивости и морфологии.

Эффективным способом обеспечения требуемой стабильности аустенита является создание в нем высокого содержания углерода, что наиболее просто достигается при распаде переохлажденного аустенита по второй ступени. Обогащению углеродом нераспавшегося аустенита способствует увеличение (вплоть до 1,5%) содержания в стали кремния,

алюминия и др. элементов, повышающих термодинамическую активность углерода.

В горячекатаном листе гетерофазная многокомпонентная структура формируется, в основном, при непрерывном замедленном охлаждении. Эффективное управление структурообразованием возможно в холоднокатаном листе из сталей с (0,1-0,3%)С, (0,34,5%^, до 1,7%Мп и 1,4%А1 при двухстадийной обработке: выдержке в МКИ при 770-820°С и регулируемом изотермическом распаде при 400-475°С. В результате сформируется структура, состоящая из зерен полигонального феррита с выделениями по границам бейнитного феррита и необходимого количества остаточного аустенита, содержащего более 1,3%С.

Показано, что образование заданной структуры при нагреве холоднокатаного листа в МКИ является результатом суперпозиции рекристаллизации наклепанного при холодной прокатке феррита и образования аустенита. При быстром нагреве и кратковременной выдержке (вплоть до 10-15 секунд) при 780-800°С происходит возникновение крупных рекристаллизованных зерен феррита, на границах которых образуется аустенит с повышенным, как показано термодинамическим расчетом, до 0,4% содержанием углерода. Более длительные выдержки приводят к рекристаллизации в областях бывших перлитных колоний и формированию аустенита по границам особо мелких рекристаллизованных зерен феррита.

Расчет кинетики диффузионного образования аустенита при 770-820°С, проведенный с помощью пакета программ DICTRA, показал, что после кратковременного нагрева в МКИ возникает неоднородный по химическому составу аустенит, обогащенный вблизи межфазной границы углеродом и марганцем и обедненный относительно среднего состава кремнием и алюминием. Принципиальное значение имеет тот факт, что в реальных условиях термической обработки все фазы при выдержке в МКИ

имеют значительную неоднородность по химическому составу, что предопределяет различную стабильность участков аустенита по отношению к распаду при последующем охлаждении.

Феррито-бейнитные стали с высокоуглеродистым остаточным аустенитом обладают особым комплексом механических свойств, что определяется характеристиками отдельных структурных составляющих, их взаимным влиянием и проявлением ТРИП-эффекта. Особенностью поведения аустенита в дисперсной многофазной структуре феррито-бейнитных сталей является, с одной стороны, его упрочняющий эффект, с другой стороны, участие наряду с ферритом в пластическом течении. Это предопределяет меньшее охрупчивание многофазных сталей по сравнению со сталями, упрочненными труднодеформируемыми карбидами (цементитом) или углеродистым мартенситом.

Исследование механического поведения сталей в условиях растяжения при высоком (до 800МПа) гидростатическом давлении показало, что свойства многофазных сталей во многом определяются ходом превращения остаточного аустенита в процессе деформации. Снижение показателя напряженного состояния S/T приводит к уменьшению охрупчивающего эффекта, связанного с образованием высокоуглеродистого мартенсита, и сближению уровня пластичности для всех изученных сталей. Это сопровождается переходом от разрушения отрывом, типичного для распространения трещины под действием нормальных напряжений, к сдвигу.

Существенно, что наложение гидростатического давления замедляет превращение аустенита в мартенсит деформации на стадиях равномерной и сосредоточенной деформации. Количественная оценка величины эффекта стабилизации аустенита под действием гидростатического давления, проведенная на основе собственных экспериментальных данных, позволила установить, что увеличение давления на каждые ЮОМПа

эквивалентно снижению температуры начала мартенситного превращения на 20-25°С. Наблюдаемые эффекты обеспечивают повышение пластичности и энергоемкости разрушения сталей, которые рекомендуются для изготовления деталей кузова автотранспорта, обеспечивающих безопасность при катастрофах.

На основе разработанной модели деформационного упрочнения, учитывающей характеристики отдельных фаз и их количество, параметр перераспределения деформации между структурными составляющими (ферритом, бейнитом, мартенситом, остаточным аустенитом), а также изменение фазового состава в ходе пластического течения, построены расчетные кривые деформационного упрочнения многофазных сталей с различными параметрами микроструктуры. Соответствие хода расчетной и экспериментальной кривых на участке равномерной деформации позволило оценить вклады в упрочнение каждой структурной составляющей и превращения аустенита на любой стадии пластического течения. Таким образом были выявлены пути прогнозирования и целенаправленного воздействия на механические свойства многофазных сталей через изменение параметров микроструктуры и свойств отдельных составляющих.

Модельные представления и экспериментальные данные положены в основу оценки эффективности измельчения зерна феррита в низкоуглеродистых экономно легированных холоднокатаных феррито-бейнитных сталях при определенной объемной доле остаточного аустенита Уу и параметре его стабильности к. Для достижения высокого временного сопротивления (850-Ю00МПа) при сравнительно небольшой объемной доле полигонального феррита Уг установлена целесообразность измельчения зерна феррита до 3-5мкм, тогда как для достижения максимальной пластичности при временном сопротивлении 720-800МПа рекомендуется иметь ферритные зерна размером в 8-15мкм (рис.2).

Практическое значение для автомобилестроения имеет поведение низколегированных сталей с метастабильным аустенитом при скоростном нагружении. Для изучения - широкого круга свойств (предела текучести, удельной энергоемкости разрушения, удлинения и др.), создана экспериментальная установка, позволяющая записывать диаграмму растяжения с высокими скоростями деформации (вплоть до 150с*1) с регистрацией, температуры образца и энергоемкости разрушения. Предложенная методика дает адекватную оценку и всесторонние результаты для образцов малых размеров.

Рис.2. Влияние основных параметров структуры на свойства стали, усиленной ТРИП-эффектом, содержащей 0,2%С; 1,5% Мп; 1,5% Si. Цифры на,кривых указывают размер зерна феррита в мкм .

Полученные экспериментальные данные положены в основу аналитического описания изменения коэффициента стабильности аустенита по отношению к мартенситному превращению при деформации, где учитываются не только термодинамические параметры (температура и

давление), но и скорость деформации. Это позволило предсказать особенности изменения механических свойств низколегированных сталей, усиленных ТРИП эффектом, с варьируемыми параметрами структуры при высокоскоростном растяжении.

Установлено, что при высокой скорости нагружения «твердые островки» остаточного аустенита, бейнита и мартенсита проявляют гораздо более высокую пластичность, чем при статическом нагружении, при этом формирование микропор происходит различными способами. Экспериментально показано, что необычная пластификация «твердых фаз» в ходе высокоскоростного растяжения обусловлена сильным квазиадиабатическим разогревом (более 50°С на стадии равномерной и более 100°С на стадии сосредоточенной деформации), что существенно замедляет превращение аустенита в мартенсит.

Найдены рациональные композиции высокопрочных и пластичных многофазных сталей с (0,05-0,16)%С-1,5%Мп, легированных &, Mo, Si, a также ТС, В. В структуре таких сталей преобладает бейнит, а

требуемые свойства обеспечиваются непосредственно после горячей прокатки.

Наиболее благоприятное соотношение прочностных и пластических свойств наблюдается в случае присутствия в структуре крупных мартенсито-аустенитных (М/А) «островков», которые образуются даже при замедленном охлаждении со скоростями порядка близкими к скоростям охлаждения в рулоне.

Проведенное систематическое исследование взаимосвязи структуры и свойств горячекатаных многофазных сталей показало, что путем рационального легирования и микролегирования, использования элементов контролируемой прокатки в сталях, содержащих ~0,05-0,16)%С-1,5%Мп-0,4%Сг-0,15%Мо, 500ppm N и 20ррт В, в условиях замедленного охлаждения от температур смотки в рулон

(600-650°С) происходит формирование оптимальной гетерофазной дисперсной микроструктуры. Такая структура обеспечивает высокую степень упрочнения при деформации, отсутствие площадки текучести, удлинение 10-15% при временном сопротивлении от 850 до ЮООМПа Для сталей данного назначения важно, что они обладают непрерывным деформационным упрочнением со стабильно высокой скоростью.

В заключении рассмотренных выше разделов проведено обобщение современных способов повышения конструктивной прочности сталей. Из анализа соотношения временного сопротивления и удлинения, как частной характеристики конструктивной прочности сталей, следует что, эффективное упрочнение достигается при увеличении дисперсности и однородности структуры, замене упрочнения перлитом (и цементитом) на упрочнение низкотемпературными продуктами распада переохлажденного аустенита при общей тенденции снижения содержания углерода (рис.3). Рост конструктивной прочности достигается усилением зернограничного упрочнения при увеличении протяженности межфазных границ мартенсит/феррит и бейнит(мартенсит)/остаточный аустенит, приводящей к эффективному диспергированию структуры. Дальнейшее упрочнение при повышении объемной доли сдвиговых продуктов превращения сопровождается усилением дислокационной и твердорастворной компонент. Совокупность этих факторов, наряду с умеренным дисперсионным упрочнением, обеспечивает рост прочности сталей (группы Ш-УИ на рис.3) при некотором снижении пластичности и практически неизменном комплексном показателе

Рис.3. Соотношение прочности и пластичности исследованных сталей с различными типами упрочнения: I - ферритные и малоперлитные; II - феррито-перлитные; III - бесперлитные; IV - феррито-мартенситные; V - бейнитные низколегированные с преимущественно глобулярным бейнитом; VI - бейнитные низколегированные с преимущественно реечным бейнитом; VII - феррито-бейнитные с остаточным аустенитом; VIII - бейнитные легированные с остаточным аустнитом; Villa - бейнитные легированные с ревертированным аустнитом; IX - легированные с остаточным аустнитом после ДТО. Цифры у изолиний указывают на величину показателя Ов'б (ГПа-%)

Применение современных методов упрочнения позволяет, во многом, уменьшить естественное снижение пластичности и вязкости. В работе показано, что это может быть обусловлено действием таких факторов, как: • высокие вязко-пластические характеристики малоуглеродистого бейнита (мартенсита), который совместно с полигональным ферритом может участвовать в пластическом течении вследствие тождественности кристаллических решеток и систем скольжения, что существенно отличается от поведения пластинчатого перлита, вносящего значительное охрупчивание;

• большая протяженность межфазных бейнит(мартенсит)/феррит границ и границ зерен, способных генерировать и поглощать решеточные дислокации, что обеспечивает их аннигиляцию и снятие пиков напряжений;

• относительно невысокая плотность однородно распределенных дислокаций внутри кристаллов малоуглеродистого бейнита (мартенсита), не вызывающих значительную концентрацию напряжений;

• однородная дисперсная структура, затрудняющая локализацию деформации и разрушения.

Одновременное повышение уровня прочности, пластичности и вязкости легированных и экономно легированных сталей достигается при сохранении в структуре повышенного количества метастабильного аустенита, который выполняет разносторонние функции. С одной стороны, участки высокоуглеродистого аустенита являются эффективными' упрочнителями ферритной матрицы вследствие собственного повышенного сопротивления течению, а также превращения в мартенсит деформации. С другой стороны, наличие аустенита способствует снятию пиков напряжений при его высокой способности к пластическому течению совместно с матрицей, что обеспечивает рост относительного удлинения сталей, усиленных ТРИП-эффектом, более чем на треть по сравнению с другими сталями аналогичной прочности. Вследствие этого упрочнение за счет остаточного аустенита не только не расходует ресурс пластичности стали, но и повышает его, как и вязкость и энергоемкость разрушения.

Анализ экспериментальных данных и теоретическое обобщение позволили сформулировать современную концепцию получения высокопрочных состояний в конструкционных сталях: наивысшая конструктивная прочность в сталях

юв

рос. национальна* библиотека СПтрвук |

оэ »0 •« !

----'

гетерофазной структуры, состоящей в рациональном соотношении из полигонального феррита, содержащего субзерна, реечного бейнита (мартенсита), остаточного аустенита, упрочненных выделениями дисперсных частиц, при оптимальном размере структурных составляющих. Такая сложная агрегатная структура стали может быть достигнута многооперационной термической (более эффективно, деформационно-термической) обработкой, позволяющей регулировать и добиваться оптимального сочетания типа, количества и свойств различных структурных составляющих.

В пятой главе изложены примеры практической реализации в промышленности разработанной в диссертации концепции формирования высокой конструктивной прочности сталей различного назначения. Достижение высоких свойств экономно легированных сталей определяется возможностью формирования в нужном месте сечения оптимальной структуры.

Разработаны и реализованы способы повышения прочностных и пластических свойств за счет формирования дисперсных феррито-карбидных структур в крупных изделиях из низколегированных сталей путем управления скоростью охлаждения водо-воздушной смесью при закалке и высокого отпуска. Программирование работы охлаждающих устройств, конструкция которых защищена патентом РФ, осуществляется на основе сопоставления кинетики распада переохлажденного аустенита с распределением по сечению изделия скорости охлаждения и уровня временных и остаточных напряжений. Реализованы технологические режимы формирования структуры и обеспечения заданных свойств в массивных цилиндрических поковках из конструкционных хром-молибденовых сталей диаметром 250-720 мм.

Обобщение результатов термической обработки более 2000т поковок из 52 плавок показало,' что -разработанные режимы термообработки

обеспечивают значительный запас прочности, вязкости и пластичности кованых сталей по сравнению с требованиями российских и международных стандартов. Наблюдаемый эффект связан с управляемым понижением интервала температур распада переохлажденного аустенита, что приводит к формированию структуры более дисперсной, чем после закалки в масле.

Для упрочнения широкой номенклатуры поковок из конструкционных сталей с относительно невысокой- прокаливаемостью, составляющих основной объем современного производства, рекомендованы оригинальные двухступенчатые режимы контролируемой закалки в водовоздушной смеси. Технология термообработки, обеспечивающая существенное повышение комплекса свойств массивных изделий из среднеуглеродистых сталей за счет формирования дисперсных структур при управляемом закалочном охлаждении поковок массой до 15т, реализована в кузнечно-прессовом цехе ОАО «Мечел». Разработанный способ термической обработки защищен патентом РФ, фактический годовой экономический эффект от внедрения составляет более 15 млн. рублей в год.

Повышение свойств крупногабаритных изделий за счет формирования оптимальной дисперсной реечной структуры путем управления устойчивостью переохлажденного аустенита реализовано для изделий ответственного назначения из малоуглеродистых легированных свариваемых сталей, закаливаемых на воздухе. Решена задачи разработки составов и режимов термической обработки малоуглеродистых высокопрочных сталей, обеспечивающих высокий комплекс свойств (предел текучести более ЮООМПа при ударной вязкости кси50 выше 0,4МДж/м2) в плитах специального назначения толщиной до 300мм при удовлетворительной свариваемости, технологичности и улучшенной коррозионной стойкости. Рекомендации по разработанным композициям

высокопрочных малоуглеродистых легированных сталей типа 07Г4НЗМАФДБ и технологическим режимам их обработок переданы для использования в производстве, что подтверждено актами внедрения.

Рекомендованы составы и режимы обработки низколегированных сталей для холодной штамповки деталей кузова легкового автомобиля с комплексным упрочнением за счет создания гетерофазных структур с продуктами низкотемпературного незавершенного распада- аустенита. Использование более 50% высокопрочных гетерофазных сталей с ферритной матрицей обеспечивает снижение массы кузова минимум на 20% и стоимости минимум на 10%, при уменьшении потребления топлива, повышении экологических показателей и безопасности пассажиров.

Результаты диссертационной работы внедрены в учебный процесс. Ряд теоретических и экспериментальных положений, касающихся закономерностей зернограничного и структурного упрочнения, механизмов вязкого и хрупкого разрушения гетерофазных сталей, используется в курсах «Механические свойства металлов», «Специальные стали». Материалы исследования нашли отражение в главах 5-7 международного учебного пособия «Основы металлургии стальных изделий», используемого для обучения инженеров и магистров на технологическом факультете университета Гента (Бельгия).

ВЫВОДЫ

1. Получены представительные характеристики деформационного поведения Бе, Си, Т и сплавов на их основе с ультрамелким зерном (до 1*10-2мкм) при использовании оригинальных методик испытаний микрообразцов на растяжение, изгиб и сжатие. Это позволило найти характерные значения коэффициента к в уравнении Холла-Петча и прогнозировать деформационное поведение материалов с дисперсной зеренной структурой. Предложены количественные соотношения,

позволяющие описать изменение механических свойств сталей при сильном измельчении зерна феррита. Показано, что при значительном (~300МПа) вкладе в упрочнение факторов, отличных от зернограничного, максимальное равномерное удлинение сталей с ферритной матрицей, достигается при измельчении зерна до 5-10мкм, а в слабо упрочненном состоянии до 15-30мкм.

Обнаружено повышение стабильности деформационного упрочнения и пластичности в металлах с ультрадисперсной зеренной структурой при обработках, обеспечивающих релаксацию - избыточных напряжений без роста зерен. Показано, что в данном состоянии достигается повышение прочности и хладостойкости, что обеспечивает вязкое разрушение субмикрокристаллического железа (феррита) при температурах до -196°С.

2. Установлено, что влияние размера зерна, количества неметаллических включений, дисперсных частиц, структурных составляющих различной природы и морфологии на пластичность и сопротивление разрушению, низколегированных сталей при различных схемах напряженного состояния проявляется через эффекты локализации деформации и разрушения. Формирование дисперсных и гетерофазных структур эффективно упрочняет сталь и, затрудняя локализацию деформации, обеспечивает рост пластичности.

Оптимальное сочетание прочности и вязко-пластических характеристик армко-железа и ферритных сталей достигается' при формировании в результате интенсивной прокатки при 550 - 600°С за несколько проходов и последующего отжига при температурах до 600°С однородного мелкого зерна (<15мкм). Способ формирования оптимальной структуры в низколегированных сталях защищен патентом РФ.

3. Выявлено, что образование дисперсных реечных структур определяет уровень вязкости, пластичности и прочности

малоуглеродистых легированных сталей в закаленном и отпущенном состояниях. На основе анализа влияния состава на критические точки, устойчивость переохлажденного аустенита установлено, что для получения оптимальной структуры в легированных сталях специального назначения с комплексным упрочнением, типа 08Г5Н2МАФБД целесообразна концентрация углерода 0,06-0,09% при легировании марганцем до 5% и никелем до 2%. Эффективным способом повышения вязкости и равномерного удлинения (до 15-18%) таких сталей при высокой прочности является прокатка на 50-70% в

межкритическом интервале температур при 650-750°С, в ходе которой формируется дисперсная структура волокнистого типа со значительным количеством (до 45%) остаточного аустенита.

4. Показано, что высокий уровень конструктивной прочности

перспективных для автомобилестроения холоднокатаных листовых сталей, содержащих (0,1-0,25)%С, (0,3-1,5)%Б1, до 1,7%Мп и до 1,4%А1, связан с образованием феррито-бейнитной структуры, содержащей до 18% метастабильного аустенита, обогащенного углеродом до 1,3 - 1,7мас.%. Данная структура достигается скоростным отжигом в межкритическом интервале температур, приводящим к рекристаллизации феррита и превращению, с последующим

контролируемым распадом аустенита по промежуточному механизму.

Найдены рациональные композиции высокопрочных и пластичных многофазных горячекатаных сталей для автомобилестроения с (0,05-0,16)%С; 1,5%МП, легированных 0,4%Сг и 0,2%Мо с микродобавками Т1, В. Наиболее благоприятное соотношение

прочностных и пластических свойств наблюдается в случае присутствия в многофазной структуре, содержащей продукты превращения по первой и второй ступеням, крупных мартенсито-аустенитных «островков», которые

образуются даже при замедленном охлаждении в рулоне от 600-650°С со скоростями порядка

5. Разработана модель деформационного упрочнения гетерофазных сталей, учитывающая характеристики отдельных фаз, их количество и перераспредление деформации между структурными составляющими, а также изменение фазового состава в ходе пластического течения, позволяющая целенаправленно воздействовать на механические свойства через изменение параметров микроструктуры.

6. На ОАО «Мечел» разработаны и реализованы в практике серийного производства способы повышения, конструктивной прочности крупногабаритных поковок диаметром 250-720мм за счет формирования дисперсных структур при управляемом закалочном охлаждении. Для реализации в промышленных условиях переданы рекомендации по составам малоуглеродистых легированных сталей и режимам их термической обработки при изготовлении уникальных изделий. Разработаны рекомендации по составам' и режимам обработки низколегированных сталей для деталей кузова легкового автомобиля, обеспечивающие снижение массы кузова на минимум 20% и стоимости не менее чем на 10% при повышении уровня безопасности.

Основные положения диссертации опубликованы в следующих работах.

1. Пышминцев И.Ю. Упрочнение листовых сталей для холодного формоизменения. Екатеринбург. АМБ, 2004.160 с.

2. Влияние структурных составляющих на сопротивление хрупкому разрушению феррито-мартенситных сталей/Емельянов А.А. Бронфин Б.М., Пышминцев И.Ю. Гольдштейн М.И.// Термическая и химико-термическая обработка сталей и титановых сплавов МежВУЗ сб. Пермь, 1987. С. 10-15.

3. Бронфин Б.М., Овчинников В.В., Пышминцев И.Ю. Фазовые превращения и состав ревертированного аустенита в малоуглеродистой

стали легированной марганцем и никелем // ФММ, 1988.т.66.вып.3. С.572-576.

4. Фазовые превращения и свойства малоуглеродистых сталей с повышенным содержанием марганца и никеля/ Б.М. Бронфин, В.Г. Черемных, А.А. Емельянов, И.Ю. Пышминцев // Термическая обработка и физика металлов. Свердловск, 1988. С.72-76.

5. Бронфин Б.М., Пышминцев И.Ю. Особенности деформационного упрочнения малоуглеродистых феррито-аустенито-мартенситных сталей// Термическая обработка и физика металлов. Свердловск, 1989. С.30-34.

6. Влияние морфологии структурных составляющих на технологическую пластичность двухфазных феррито-мартенситных - сталей/ Б.М. Бронфин,

A.А. Емельянов, В.П. Швейкин, И.Ю. Пышминцев // Изв.ВУЗов. Черная металлургия, 1990. N 10. С.44-46.

7. Высокопрочные малоуглеродистые стали для крупногабаритных, изделий/ Б.М. Бронфин, А.А. Емельянов, И.Ю. Пышминцев,

B.И.Калмыков// Мат.сем."Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов". Ленинград, 1990. С.3-5.

8. Влияние ревертированного аустенита на деформационное упрочнение и свойства малоуглеродистой легированной стали 08Г5Н4МАФ/

A.А.Емельянов, Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн, И.Ю. Пышминцев// ФММ,1992.К7.С.120-125.

9. Влияние схемы напряженного состояния на деформационную стабильность ревертированного аустенита в высокопрочных малоуглеродистых сталях/ И.Ю. Пышминцев,. А.А. Емельянов;

B.П. Швейкин, Ю.В. Поспелов// Мат. 1-го Межд. сем. "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах. Барнаул, 1992. С. 149-150.

10. Fractal, analysis- of fracture surfaces of constructional steels/ A.A. Emelyanov, L.E. Portnov, I.Yu. Pyshmintsev, J.V. Pospelov// Collectof abstr. ISF-8 "Fracture mechanics successes and problems",Kiev, 1993.P.636-637.

11. Влияние гидростатического давления на у-cr превращение, механические свойства и разрушение малоуглеродистой легированной стали 08Г5Н4МАФ/ А.А. Емельянов, И.Ю. Пышминцев, СВ. Смирнов и др. // ФММ,1993. Т.76. вып.2. С.158-164.

12. Влияние отпуска на деформацию и разрушение малоуглеродистых легированных мартенсито бейнитных сталей/А.А. Емельянов, И.Ю. Пышминцев, А.В. Корзников; И.М. Сафаров// ФММ, 1994. Т.77. Вып.1. С.155-160.

13. Бронфин- Б.М., Пышминцев И.Ю., Калмыков В.И. Фазовые превращения и структура высокопрочных малоуглеродистых сталей// МиТОМ, 1993.N4.C.2-4.

14. Фрактальный анализ поверхностей разрушения конструкционных сталей/ А.А. Емельянов, Л.Е. Портнов, И.Ю. Пышминцев, Ю.В. Поспелов// Изв. ВУЗов. Черн.мет., 1994. N6, С.43-47.

15. Емельянов А.А., Бронфин Б.М., Пышминцев И.Ю. Микроструктурные аспекты вязкости малоуглеродистых высокопрочных сталей// ФХММ, 1991.Т.27.№5.С.95-97.

16. Пышминцев И.Ю., Емельянов А.А., Гольдштейн М.И. Упрочнение малоуглеродистых сталей// Сталь, 1996. №6. С.53-58.

17. Формирование • структуры и свойств технически чистого титана с нанокристаллической структурой после деформации и последующего нагрева/ А.А. Попов, Р.З. Валиев, И.Ю. Пышминцев и др.// ФММ, 1996, Т.83.№5,С.127-133:

18. Structural and mechanical properties of nanocrystalline titanium processed by severe plastic deformation/ A.A. Popov, I.Yu. Pyshmintsev, S.L. Demakov et al. //Scripta materialica, 1997, N 37(7), P. 1089-1094.

19. Структура и механические свойства нанокристаллического интерметаллида Ni3Al/ А.В.Корзников, СР. Идрисова, О. Димитров, И.Ю. Пышминцев// ФММ, 1998, т.85, вып.5. с.91-96.

20. Механическое поведение ультрамелкозернистого армко-железа/ Р.К.Исламгалиев, И.Ю. Пышминцев, В.А Хотинов-и др.// ФММ, 1998. Т.86.Вып.4. С. 115-123.

21. Свойства прессованного гранулированного магниевого сплава со сверхмелкозернистой структурой /Ю.Н. Логинов, И.Ю. Пышминцев, А.А. Попов, Т.Г. Лунина// Изв.ВУЗов. Цветн.мет., 1998. №6. С.41-44.

22. Упрочнение низкоуглеродистой высокопрочной стали деформацией в межкритическом интервале температур/ И.Ю. Пышминцев, А.В Корзников, Р.З. Валиев, В.А. Хотинов // МиТОМ, 1999.№ 5. С.11-15.

23. Внутреннее трение низкоуглеродистой стали 05Г4НЗМАФ, подвергнутой интенсивной пластической деформации/ И.Ю. Пышминцев, ВА Хотинов, Михайлов СБ., А.В. Корзников// Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий (МНТ-5). Обнинск, 1999. С.85-86.

24. Пышминцев И.Ю., Хотинов В. А., Михайлов СБ. Амплитудозависимое внутреннее трение субмикрокристаллических сплавов железа // В сб. научн. трудов. "Структура и свойства нанокристаллических материалов" УрО РАН, Екатеринбург, 1999. С.224-230.

25. Влияние степени дальнего порядка на механические свойства легированного бором интерметаллида Ni3Al/ A.B. Корзников,

СР. Идрисова, И.Ю. Пышминцев и др. //Металлы, 2000, №2, с.83-86.

26. Структура и свойства горячекатаной листовой коррозионно-стойкой ферритной стали/ И.Ю.Пышминцев, Д.В.Шабуров, В.П.Никитин и др.// Сталь, 2000. №9. С.64-67.

27. Пышминцев И.Ю. Механические свойства металлов с субмикрокристаллической структурой МиТОМ, 2000. №11. С.37-41.

28. Механические свойства и эффекты внутреннего трения в холодно-деформированном УМЗ сплаве ВТ1-0/ И.Ю. Пышминцев, СБ. Михайлов, ВА Хотинов, А.А. Попов //ИзвБУЗов. Цветн.мет., 2001. №4, С.71-76.

29. Механическое поведение меди с субмикрокристаллической структурой/ И.Ю. Пышминцев, Р.З. Валиев, И.В. Александров и др.// ФММ, 2001, Т.92, №1, С.99-106.

30. Drozdova N.A., Pyshmintsev I.Yu., Popov A.A. Structural and phase transformations in cold strained ultra-finegraned titanium alloys// Mat. of 9th World Titanium Congress, S-Peterburg. CRISM, "Promrtey", 1999.p.85-94.

31. Pyshmintsev I.Yu., Savrai R.A., De Cooman B.C. Effect of the stress state on the transformation behavior and mechanical properties of TRIP-aided high strength steels// Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys. Gent. Belgium. 2002, P.79-85.

32. High strain rate behavior of TRIP- aided automotive steels/ I.Yu. Pyshmintsev, R.A Savrai, B.C. De Cooman, O. Moriau// Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys Gent. Belgium, 2002. P.79-85.

33. The influence of stress state on the plasticity of Transformation Induced Plasticity aided steels/ I.Yu. Pyshmintsev, M. De Meyer, B.C. De Cooman et al.// Met.& Mater. Trans. V.33A, 2002, p.1659-1667.

34. Simulations and Industrial Trials of Microstructural and Thermal Fields in Heavy Steel Forgings Quenched in Air-Water Mixture/I. Pyshmintsev, Yu. Yudin, Yu. Eismondt et al. //44th MWSPISS conf. Proc. v.XI, 2002, P.559-665.

35. Microstructure and Properties of Hot-rolled High-Strength Multiphase Steels for Automotive Application /I.Yu.Pyshmintsev, Chr. Mesplont, S. Jacobs, B.C. De Cooman// Steel research. V.73,2002. issue. 9, P.292-402.

36. Юдин Ю.В. Пышминцев И.Ю., Эйсмондт Ю.Г. Термоулучшение поковок: новые возможности термического упрочнения в условиях кузнечно-прессовых цехов с применением закалки водо-воздушными смесями// Национальная металлургия, 2002. № 2. С.59-63.

»110 9$

37. Закалка крупных поковок в водно-воздушной смеси/ И.Ю. Пышминцев, Ю.Г. Эйсмондт, Ю.В. Юдин, Д.В. Шабуров, В.Б. Захаров// МиТОМ, 2003. №3. С.24-28.

38. Особенности охлаждения закаленных и улучшенных крупногабаритных поковок/ Воробьев Н.И., Антонов В.И., Захаров В.Б., Шабуров Д.В., Пышминцев И.Ю.//Сталь №3,2003, С.62-64.

39. Выбор водовоздушных сред для закалки крупных поковок/ В.Б. Захаров, Д.В. Шабуров, Ю.В. Юдин, И.Ю. Пышминцев //Сталь №3, 2003, с.60-62.

40. Пышминцев И.Ю., Саврай Р.А. Листовые высокопрочные низколегированные стали для автомобилестроения с повышенным содержанием деформационно нестабильного аустенита// Производство проката, 2004. №1. С.25-34.

41. Fundamentals of Steel Product Metallurgy/ B.C.De Cooman, J.G. Speer, N. Yoshinaga, I.Yu. Pyshmintsev// Vakgroep Metallurgie en Materriaalkunde. Faculteit Toegpaste Wetenchappen. RUG, 2003.427 p.

42. A.C. 1494545. Сталь. 15.03.1989.

43. Патент РФ 2060847. Способ прокатки сталей. Опубл. 27.05.96. Бюл.15.

44. Патент РФ 2219251. Способ закалки крупногабаритных стальных изделий 15.12.2003.

45. Патент РФ 2178004. Способ термообработки крупногабаритных цилиндрических изделий. 03.04.2001.

46. Патент РФ 2176274. Установка водовоздушной закалки крупногабаритных поковок. 03.04.2001.

Подписано в печать 19.04.2004 Формат 60x84 1/16 Бумага писчая Офсетная печать Тираж 100 Заказ № 63

Ризография НИЧ ГОУ ВПО УГТУ-УПЙ

620002, г. Екатеринбург, ул. Мира 19

ВВЕДЕНИЕ

1. ЭФФЕКТЫ ЗЕРНОГРАНИЧНОГО УПРОЧНЕНИЯ В МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ С УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ СТРУКТУРОЙ

1.1. Оценка механических свойств металлов, подвергнутых интенсивной 16 пластической деформации

1.2. Влияние параметров микроструктуры на сопротивление деформации и разрушению

1.2.1. Интенсивная пластическая деформация и последующая термическая и термо-деформационная обработка

1.2.2. Структура и свойства ультрамелкозернистых сплавов с высокой удельной прочностью

1.2.2.1 Формирование структуры и механических свойств 48 однофазного титанового сплава ВТ 1-0 при интенсивной деформации и последующей обработке

1.2.2.2 Структура, фазовый состав и свойства высокопрочных ультрамелкозернистых сплавов

1.2.3. Влияние структуры на механические свойства сплавов железа и характеристики деформационного упрочнения ультрамелкозернистого феррита

ВЫВОДЫ

2. ВЛИЯНИЕ УПРОЧНЯЮЩИХ СТРУКТУРНЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ НА СВОЙСТВА СТАЛЕЙ С ФЕРРИТНОЙ МАТРИЦЕЙ

2.1. Влияние микроструктуры феррита механические свойства при 130 различных схемах напряженного состояния

2.2. Структура и механические свойства феррито-мартенситных сталей

2.3. Влияние параметров микроструктуры на прочность и пластичность низколегированных феррито-перлитных сталей

2.4. Влияние «вторых» фаз на механические свойства низколегированных бесперлитных сталей

2.5. Использование сильных деформаций для упрочнения проката из низколегированных сталей 172 ВЫВОДЫ

3. УПРОЧНЕНИЕ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С МАТРИЦЕЙ ИЗ 184 НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫХ ПРОДУКТОВ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

3.1. Формирование структуры малоуглеродистых легированных сталей

3.1.1 Распад аустенита при непрерывном охлаждении

3.1.2 Структурные и фазовые превращения при отпуске и отжиге в 200 межкритическом интервале температур

3.2. Влияние основных структурных факторов на комплекс свойств

3.3. Деформационное и термическое упрочнение малоуглеродистых сталей в межкритическом интервале температур

3.4. Влияние остаточного аустенита на сопротивление разрушению при различных схемах напряженного состояния 247 ВЫВОДЫ

4. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ СО СЛОЖНОЙ ГЕТЕРОФАЗНОЙ СТРУКТУРОЙ И МЕТАСТАБИЛЬНЫМ АУСТЕНИТОМ

4.1. Формирование структуры феррито-бейнитных сталей, усиленных 263 ТРИП-эффектом

4.1.1. Отжиг холоднодеформированной стали в межкритическом интервале температур

4.1.2. Изотермическое бейнитное превращение

4.2. Деформационное упрочнение и разрушение феррито-бейнитных сталей, усиленных ТРИП-эффектом

4.2.1. Эффекты превращения аустенита при деформации

4.2.2. Влияние схемы напряженного состояния на структурные и фазовые превращения при деформации

4.2.3. Моделирование деформационного упрочнения

4.2.4. Влияние деформации с высокими скоростями на механические свойства

4.3. Структура и свойства термомеханически упрочненных гетерофазных листовых сталей

ВЫВОДЫ

5. ТЕРМИЧЕСКОЕ УПРОЧНЕНИЕ ИЗДЕЛИЙ ОТВЕТСТВЕННОГО

НАЗНАЧЕНИЯ

5.1. Управление формированием структуры массивных изделий из низколегированных сталей за счет применения регулируемого закалочного охлаждения

5.2. Управление формированием структуры в крупногабаритных изделиях ответственного назначения из малоуглеродистых легированных свариваемых сталей

5.3. Упрочнение низколегированных сталей для холодной штамповки деталей кузова легкового автомобиля за счет создания гетерофазных структур

ВЫВОДЫ

Применение конструкционных материалов с улучшенными прочностными характеристиками и технологическими свойствами обеспечивает снижение металлоемкости машин, механизмов и конструкций, повышение эффективности и надежности их работы. Основной проблемой в рамках задачи повышения прочности материалов как показателя способности материалов сопротивляться пластической деформации является необходимость обеспечения адекватной пластичности и хорошей вязкости.

Исследования последних десятилетий показали, что наиболее эффективным способом повышения прочности при обеспечении достаточной вязкости и пластичности является измельчение структуры путем применения микролегирования, контролируемой прокатки и других способов обработки [4-7 и др.]. В результате реализации таких подходов промышленностью в последние десятилетия освоен целый класс материалов с размером зерна 5-15 мкм и повышенной до определенного уровня конструктивной прочностью. Дальнейшее улучшение комплекса свойств требует, как правило, либо разработки способов более глубокого измельчения структуры до микронного и субмикронного уровня, либо применения более высоколегированных материалов, усложненных видов термической и деформационно-термической обработки, сбалансированного использования различных механизмов упрочнения.

В последнее время обнаружены широкие возможности упрочнения металлов и сплавов за счет создания в них дисперсных структур с применением методов деформационно-термической обработки и, в частности, интенсивной пластической деформации (ИПД) [1,3,8-10 и др.]. Физическая природа упрочнения таких материалов имеет сложную природу и требует тщательного анализа. Во-первых, необходимо выделение эффектов упрочнения, обусловленных особо малым размером зерна, и получение количественных выражений для оценки и адекватного прогнозирования величины вклада зернограничного упрочнения, потенциала прочности и пластичности ультрамелкозернистых (УМЗ) и субмикрокристаллических (СМК) состояний. Во-вторых, для установления потенциала прочности и пластичности таких материалов необходимо понимание особенностей холодной 5 деформации отдельных структурных составляющих и в совокупности сплава. Это позволит прогнозировать комплекс свойств и особенности механического поведения, как однофазных, так и гетерофазных сплавов с дисперсной структурой.

Закономерный интерес к повышению прочности стали, как основного конструкционного материала широкого применения, требует детального изучения влияние микроструктурных факторов на пластичность. При этом необходимо создание представлений о механизмах влияния основных упрочняющих факторов, таких как размеры зерна и структурных составляющих, морфология, дисперсность и объемная доля «вторых» фаз, плотность и распределение дислокаций на такие важнейшие показатели пластичности, как равномерное удлинение, являющееся отражением, прежде всего, закона деформационного упрочнения, и предельную деформацию до разрушения. Усилиями нескольких научных школ были предложены феноменологические теории поврежденности, использующие эмпирические связи пластичности с параметрами нагружения и другими определяющими параметрами, включая и параметры микроструктуры. Однако, несмотря на значительные успехи в развитии экспериментальной техники и накопленный опыт в испытании различных металлов, микроструктурные аспекты пластичности остаются наименее освещенными. Это требует всестороннего микроструктурного анализа деформации и разрушения сталей повышенной прочности со сложной многофазной структурой в различных условиях нагружения.

Формирование в малоуглеродистых сталях дисперсных продуктов низкотемпературного распада аустенита является одним из эффективных методов достижения высокого комплекса свойств в изделиях различного сечения и применения. При этом особая роль в формировании свойств принадлежит остаточному метастабильному аустениту, выяснение особенностей поведения которого при различных условиях деформации представляет особый интерес для разработки новых высокопрочных сталей и способов их обработки.

В настоящее время возможности повышения уровня важнейших механических характеристик легированных и низколегированных сталей путем применения традиционных видов термической обработки близки к исчерпанию. Дальнейший прогресс в решении этой задачи может быть достигнут путем использования новых сведений для разработки и применения перспективных методов упрочнения сталей с б гетерогенной структурой, использующих эффекты холодной, теплой и горячей контролируемой деформации. При этом особый интерес представляют возможности получения высокопрочных состояний в экономно легированных композициях.

Цель диссертационной работы заключалась в разработке научных основ создания сталей с высокой конструктивной прочностью, отыскании рациональных композиций, оптимальных структур и эффективных режимов деформационной, деформационно-термической и термической обработок высокопрочных малоуглеродистых сталей различного назначения с улучшенными показателями пластичности и вязкости

Научная новизна. В результате систематических исследований установлены закономерности влияния размера зерна (вплоть до субмикрокристаллического) и остаточных напряжений на прочность и пластичность железа, титана, меди технической чистоты и промышленных сплавов на их основе, подвергнутых ИПД.

На основе анализа экспериментальных данных предложены аналитические выражения для описания хода деформационного упрочнения субмикрокристаллического и ультра мелкозернистого феррита при наличии других упрочняющих факторов умеренной величины. Показано, что при обработках, обеспечивающих релаксацию дальнодействующих напряжений без роста зерен достигается снижение скорости деформационного упрочнения и повышения его стабильности, сопровождающееся переходом к более пластичному поведению

Получены новые данные по связи параметров микроструктуры (размера зерна феррита, количества неметаллических включений, дисперсных частиц, перлита, коэффициента смежности фаз и степени «перемешанности» составляющих в структуре) и прочности, пластичности, сопротивления разрушению низколегированных сталей массового применения при различных схемах напряженного состояния.

Найден эффективный способ повышения конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей с высоким содержанием аустенитообразующих элементов путем деформации в межкритическом интервале температур, приводящей к формированию дисперсных гетерофазных структур волокнистого типа с повышенным содержанием остаточного аустенита. 7

Выявлены закономерности влияния напряженного и деформированного состояний на структурные превращения при деформации и разрушении экономнолегированных феррито-бейнитных холоднокатаных листовых автомобильных сталей, усиленных ТРИП-эффектом. Показано определяющее значение показателя напряженного состояния на скорость образования мартенсита деформации и способность частиц «вторых» фаз к пластическому течению без разрушения, что обеспечивает рост пластичности высокопрочных сталей с повышенным содержанием остаточного аустенита при «смягчении» условий формоизменения.

Показано, что зависимость механических свойств гетерофазных сталей с метастабильным аустенитом от скорости деформации может иметь немонотонный характер. При повышении скорости деформации на несколько порядков до уровня 150с"1 обнаружен рост пластичности и энергоемкости разрушения сталей, усиленных ТРИП-эффектом, сопровождающийся более пластичным поведением аустенит-мартенситных «островков» в структуре.

Предложены и экспериментально обоснованы модели деформационного упрочнения гетерофазных высокопрочных сталей в различных условиях нагружения, учитывающие перераспределение деформации между структурными составляющими, упрочнение феррита с ультрамелким зерном и влияние внешних факторов на превращение аустенита в мартенсит.

Практическая значимость работы состоит в использовании полученных результатов о связи параметров структуры и механических свойств для прогнозирования комплекса свойств и изыскания путей достижений высокой конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей различного назначения.

Для УМЗ и МЗ железа и титана технической чистоты найдены характерные значения коэффициентов в уравнении Холла-Петча. Экспериментально подтверждено, что СМК структура при условии релаксации избыточных напряжений определяет не только высокую прочность при сохранении пластичности, но и обеспечивает низкий порог хладноломкости феррита вплоть до -196 °С.

Показано, что, несмотря на распространенные представления о крайне ограниченной пластичности металлов с ультрадисперными структурами, имеется 8 значительный запас пластичности для холодной деформации в условиях «мягких» схем нагружения. Проведенный комплекс исследований позволил разработать способ получения длинномерных субмикрокристаллических образцов с высокими прочностными свойствами, демпфирующей способностью в холоднодеформированном состоянии.

Разработан способ упрочнения проката из низколегированной стали за счет регламентированной по температуре и степени деформации теплой прокатки, позволяющий сформировать дисперсную структуру и расширяющий перспективы создания технологий для получения ультрамелкозернистых материалов и их широкого применения.

Обоснован способ получения высокого уровня пластичности и вязкости ферритных сталей в промышленных условиях путем формирования дисперсной рекристаллизованной структуры с мелким зерном за счет понижения температуры конца горячей прокатки, увеличения обжатия в последних проходах при высокой суммарной степени деформации и умеренном исходном размере зерна. Предложен способ формирования умеренно мелкого зерна в ферритных сталях с развитой субструктурой непосредственно после прокатки, как наиболее эффективный путь повышения прочности, вязкости и пластичности.

В условиях серийного производства реализован способ существенного повышения комплекса свойств массивных цилиндрических поковок диаметром до 720 мм из хром-молибденовых и хром-марганец молибденовых сталей за счет управляемого образования дисперсных структур при закалочном охлаждении. Годовой экономический эффект от использования составляет более 15 млн. рублей.

Разработаны составы и способы обработки высокопрочных легированных малоуглеродистых сталей типа 08Г5Н2МАФДБ для крупногабаритных изделий ответственного назначения. Предложены способы деформационно-термического упрочнения малоуглеродистых легированных сталей за счет использования деформации в межкритическом интервале температур, что позволило достигнуть принципиально новый уровень прочности и вязкости.

На основании обобщения экспериментальных и теоретических исследований разработаны составы и методы обработки перспективных холоднокатаных листовых сталей с гетерофазной дисперсной структурой и метастабильным аустенитом, 9 обладающих более высоким комплексом специальных свойств, чем используемые высокопрочные стали. Предложено экономное легирование С-Мп-Сг-Мо-В-гП(№>) сталей для достижения в горячекатаном тонком листе со сложной многофазной структурой временного сопротивления до ЮООМПа при удлинении более 10%. Разработаны параметры деформационной и термической обработок холоднокатаных низколегированных феррито-бейнитных С-Мп^ и С-Мп-А1-81 сталей с повышенным количеством остаточного аустенита, обеспечивающих высокий комплекс свойств при квази-статическом и экстремальном динамическом нагружении.

На защиту выносятся:

• Совокупность результатов исследования деформационного упрочнения ультрамелкозернистых и субмикрокристаллических металлов и сплавов с сильным зернограничным упрочнением, их свойства в деформированном и отожженном состояниях;

• Совокупность результатов изучения деформационного поведения а-железа и ферритной матрицы малоуглеродистых сталей с различным размером зерна, вплоть до ультрамелкого, и разработанные подходы к аналитическому описанию влияния размера зерна на скорость деформационного упрочнения;

• Закономерности влияния параметров микроструктуры на соотношение прочности, пластичности при различных схемах напряженного состояния, вязкости и микромеханизма разрушения малоуглеродистых легированных сталей с ферритной, феррито-перлитной, феррито-бейнитной, феррито-мартенситной и бейнитной структурой;

• Закономерности формирования микроструктуры и механических свойств холодно- и горячекатаных листовых высокопрочных экономнолегированных гетерофазных сталей для автомобилестроения и легированных сталей специального назначения;

• Способы деформационной и термической обработок, обеспечивающих повышение конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей за счет формирования дисперсных многофазных структур;

• Концепция достижения высокой конструктивной прочности в малоуглеродистых сталях различного применения.

Диссертационная работа является систематизацией и обобщением результатов исследований, проводившихся по инициативе и под руководством автора.

Апробация результатов работы. Основные результаты были обсуждены и доложены на 14-й, 15-й и 16-й Уральской школах металловедов-термистов, Всесоюзном сем. "Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов" (Ленинград. 1990); 13-й Межд. конф. "Физика прочности и пластичности металлов и сплавов" (Самара. 1990); 1-ом Межд. сем. "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах (Барнаул. 1992); 8-й Межд. Конф. "Проблемы и успехи механики разрушения" (Киев, 1993); 6-м сем. "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (Екатеринбург, 1993); НТК "Берныггейновские чтения" (Москва, 1996, 1998); РНТК "Новые материалы и технологии" (Москва 1997); 7-м Межд. Сем. "Структура, дефекты и свойства нанокристаллич., ультрадисперсных и мультислойных материалов" (Екатеринбург, 1996); 4-ой Межд.конф. по наноструктурным материалам (Стокгольм, 1998); Всеросс. Конф. "Прочность и разрушение материалов и конструкций" (Орск, 1998); 4-ом Межд. сем. "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул, 1998); 8-м Межд. Сем. "Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 1999); 9-м Всемирном конгрессе по титану (С. Петербург, 1999); Межд. НТК «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (МНТ-5 Обнинск, 1999), Семинаре НАТО "Исследования и применение интенсивных пластических деформаций" (Москва, 1999), Школе-семинаре института перспективных исследований НАТО «Наноструктурные материалы: Наука и технология» (Петербург, 1997); Межд. конф. по высокопрочным сплавам железа, усиленным ТРИП-эффектом (Гент,2002), 44-й конференции по производству и обработке сталей (MWSP ISS Орландо, 2002). Тематика диссертации явилась частью комплексных исследований в рамках программы министерства образовани РФ «Новые материалы». Работа выполнена благодаря поддержке в рамках программы исследований по фундаментальным проблемам металлургии Государственного комитета РФ по высшему образованию в направлении «Структура, свойства и процессы получения аморфных и нанокристаллических материалов, композитных материалов»; грантом Министерства il общего и профессионального образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии N 96-26-5.1-33 «Разработка принципов упрочнения конструкционных материалов с повышенным комплексом свойств на основе анализа общих закономерностей упрочнения и разрушения малоуглеродистых сталей»; гранта ИНТАС № 97-1243; международного проекта 965130015-35 «Свойства и производство нанокристаллических материаллов».

Публикации. Основные научные и практические результаты работы опубликованы в 38 статьях ,14 докладах, 2 авторских свидетельствах на изобретения и 4 патентах РФ.

Объем и структура работы.Диссертация содержит 440 страниц, 166 рисунков, 36 таблиц, и состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы из 312 наименований и 2 приложений.

Основные результаты работы могут быть сформулированы следующим образом: 1. С использованием разработанных методик испытаний микрообразцов на растяжение, изгиб и сжатие получены представительные характеристики деформационного поведения Бе, Си, Т1 и сплавов на их основе с ультрамелким зерном (до 0,1мкм). Это позволило найти характерные значения коэффициента к в уравнении Холла-Петча и прогнозировать деформационное поведение материалов с дисперсной зеренной структурой. Предложены количественные соотношения, позволяющие описать изменение соотношения механических свойств сталей (ат, ав, 5Р) при сильном измельчении зерна феррита. Показано, что при значительном (~300МПа) вкладе в упрочнение факторов, отличных от зернограничного, максимальное равномерное удлинение сталей с ферритноп матрицей достигается при измельчении зерна до 5-10мкм, а в слабо упрочненном состоянии до 15-30мкм.

Обнаружено повышение стабильности деформационного упрочнения и пластичности в металлах с ультрадисперсной зеренной структурой при обработках,

409 обеспечивающих релаксацию избыточных напряжений без роста зерен. Показано, что в данных условиях достигается повышение прочности и хладостойкости, что обеспечивает вязкое разрушение субмикрокристаллического железа (феррита) до -196°С.

2. Влияние размера зерна, количества неметаллических включений, дисперсных частиц, структурных составляющих различной природы и морфологии на пластичность и сопротивление разрушению низколегированных сталей при различных схемах напряженного состояния проявляется через эффекты локализации деформации и разрушения. Показано, что формирование дисперсных и гетерофазных структур эффективно упрочняет сталь и, затрудняя локализацию деформации, обеспечивает рост пластичности.

Установлено, что оптимальное сочетание прочности и вязко-пластических характеристик армко-железа и ферритных сталей достигается при формировании в результате интенсивной прокатки при 550-600°С за несколько проходов и последующего отжига при температурах до 600°С однородного мелкого зерна (менее 15мкм). Соответствующий способ формирования оптимальной структуры в конструкционных сталях защищен патентом РФ.

3. Выявлено, что образование дисперсных реечных структур определяет уровень вязкости, пластичности и прочности малоуглеродистых легированных сталей в закаленном и отпущенном состоянии. На основе анализа влияния состава на критические точки, устойчивость переохлажденного аустенита найдено, что для получения оптимальной структуры в легиротнт-тътх сталях специального назначения с комплексным упрочнением типа 08Г5Н2МАФБД целесообразна концентрация углерода 0,06-0,09%, при легировании марганцем до 5% и никелем до 2%. Эффективным способом повышения вязкости и равномерного удлинения (до 15-18%) таких сталей при высокой прочности (а0 2>100п!У!ТТа; ств>1500МПа) является прокатка на 50-70% в межкритическом интервале тсуп-ратур при 650-750°С, в ходе которой формируются дисперсные структуры волокнистого типа со значительным количеством (до 45%) остаточного аустенита.

4. Установлено, что высокий уровеш конструктивной прочности (ств-800

950МПа, 8Р>25%) перспективных для автомо ■ гсстроеттия холоднокатаных листовых сталей, содержащих (0,1-0,25%)С, (0,3-1,5П/ : к до 1,7%Мп и до 1,4%А1, связан с

410 образованием при скоростном отжиге в л>енекритическом интервале температур, приводящем к рекристаллизации феррита, -у превращению, и при последующем распаде по промежуточному механшл; феррито-бейнитной структуры с метастабильным аустенитом (до 18%), содержанием до 1,7%С.

Найдены рациональные композиции вы око рочнътх и пластичных многофазных горячекатаных сталей для автомобп лее:р п с 0.05-0.16%С; 1,5%Мп, легированных 0,4%Сг и 0,2%Мо с микродобавками Ti, Nb. Г. Мам более благоприятное соотношение прочностных и пластических свойств г ' : то лаете я в случае присутствия в многофазной структуре, содержащей npo.x - \ ¡т.г превращения по первой и второй ступени, крупных мартенсито-аустенитичх <-островков», которые образуются даже при замедленном охлаждении в рулоне от 60 - 50°С со скоростями 7*10"3оС/с.

5. Разработана модель деформппи ого упрочнения, учитывающая характеристики отдельных фаз, их колим тво и перераспредление деформации между структурными составляющими, а также изменение фазового состава в ходе пластического течения, позволяющее !,'ненаправленно воздействовать на механические свойства через изменение пар:: • тров микроструктуры.

6. На ОАО «Мечел» разработаны и реализованы в практике серийного производства способы повышения конструктивной прочности крупногабаритных поковок диаметром 250-720мм за счет фе гчрования дисперсных структур при управляемом закалочном охлаждении. Дл г :иппашти в промышленных условиях переданы рекомендации по составам мал< - леродистътх легированных сталей и режимам их термической обработки i р изготовлении уникальных изделий. Разработаны рекомендации по составам и : кпмам обработки низколегированных сталей для деталей кузова легкового автомо лм. обеспечивающие снижение массы кузова на минимум 20% и стоимости не ме; . чем тта 10% при повышении уровня безопасности.

411

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Обобщение современных способов повышения конструктивной прочности сталей, что позволило сформулировать основную концепцию диссертации. Из рассмотрения соотношения временного сопротивления и удлинения исследованных сталей с различными типами структуры, как частной характеристики конструктивной прочности, эффективное упрочнение достигается при увеличении дисперсности и однородности структуры, замене вклада перлита (и цементита) на вклад от низкотемпературных продуктов распада переохлажденного аустенита при общей тенденции снижения содержания углерода, в стали. Эффект определяется увеличением вклада зернограничного упрочнения при росте протяженности межфазных границ мартенсит/феррит и бейнит(мартенсит)/остаточный аустенит, приводящей к эффективному диспергированию структуры. Дальнейшее упрочнение при увеличении в микроструктуре объемной доли сдвиговых продуктов превращения сопровождается усилением дислокационной и твердорастворной компонент. Совокупность данных факторов, наряду с умеренным дисперсионным упрочнением обеспечивают рост прочности сталей (группы III-VII на рисунке) при снижении пластичности и практически неизменном комплексном показателе произведения прочности и пластичности gB'S.

Применение современных методов упрочнения позволяет, во многом, компенсировать естественное снижение пластичности и вязкости. В диссертации показано, что это может быть обусловлено действием таких факторов, как: высокие вязко-пластические характеристики малоуглеродистого бейнита (и мартенсита), которые совместно с полигональным ферритом могут участвовать в пластическом течении вследствие тождественности кристаллических решеток и систем скольжения, что существенно отличает от поведения перлита, где пластинчатый перлит вносит существенное охрупчивание; увеличение площади межфазных бейттттт(мартенсит)/феррит границ и границ зерен, способных генерировать и поглощать решеточные дислокации, что обеспечивает их аннигиляцию и снятие пиков напряжений;

407 относительно невысокая плотность однородно распределенных дислокаций внутри кристаллов малоуглеродистого бейнита (мартенсита) не вызывает значительную концентрацию напряжений; однородная дисперсная структура затрудняет локализацию деформации и разрушения.

Соотношение прочности и пластичности исследованных сталей с различными типами структурного упрочнения ств, МПа

I - ферритные и малоперлитные; II - феррито-перлитные; III - бесперлитные; IV -феррито-мартенситные; V - бейнитные низколегированные с преимущественно глобулярным бейнитом; VI - бейнитные низколегированные с преимущественно реечным бейнитом; VII - феррито-бейнитные с остаточным аустенитом; VIII -бейнитные легированные с остаточным аустнитом; Villa - бейнитные легированные с ревертированным аустнитом; IX - легированные с остаточным аустнитом после ДТО. Цифры у изолиний указывают на величину показателя ав-8 (ГПа%)

Повышение уровня прочности, пластичности и вязкости легированных и экономно легированных сталей достигается при сохранении в структуре повышенного количества метастабильного аустенита, который выполняет разносторонние функции. С одной стороны, участки высокоуглеродистого аустенита являются эффективными упрочнителями ферритной матрицы вследствие

408 собственного повышенного сопротивления течению, а также превращения в мартенсит деформации. С другой стороны, наличие аустенита способствует снятию пиков напряжений при его высокой способности к пластическому течению совместно с матрицей, что обеспечивает рост относительного удлинения стали, усиленных ТРИП-эффектом, на более чем 10% по сравнению с другими сталями аналогичной прочности. Вследствие этого упрочнение за счет остаточного аустенита следует рассматривать как особую компоненту за счет которой не только не расходуется ресурс пластичности стали, но и повышается вязкость и энергоемкость разрушения.

Полученные результаты позволили сформулировать современную концепцию получения высокопрочных состояний в конструкционных сталях, состоящую в необходимости формирования в них гетерофазной структуры, состоящей в рациональном соотношении из полигональног феррита, содержащего субзерна с заданными характеристиками, реечного бейнита (мартенсита), остаточного аустенита, упрочненных выделениями дисперсных частиц, при оптимальном размере структурных составляющих. Такая сложная агрегатная структура стали может быть достигнута многооперационной термической (более эффективно, деформационно-термической) обработкой, позволяющей регулировать и добиваться оптимального сочетания типа, количества и характеристик структурных составляющих.

1. Nanostructured Materials: Science and Tecnology/ Edited by G-M. Chow, N.I.Noskova//Kluwer Academic Publishers, High technology. V.50. 1997. 457 p.

2. Gleiter H. Nanocrystalline materials // Progr. Mat. Sci. 1989. V. 33. P. 223-330.

3. Валиев P.3., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М: Логос, 2000, 271 с.

4. Гольдпггейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сталей. М.: Металлургия, 1986, 312 с.

5. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.:Метеллургия, 1982. 182 с.

6. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких материалов, Киев. Наукова думка, 1975. 316 с.

7. Сверхмелкое зерно в металлах . Сб.научн. тр. Пер. с англ. Под ред. Л.К.Гордиенко. М.: Металлургия, 1973.

8. Koch С. С., Cho Y.S. Nanocrystals by high energy ball milling // Nanostr. Mater. 1992. V. l.P. 207-212.

9. Mechanical behavior of a bulk nanostructured iron alloy /J.E. Carsley, A.Fisher, W.W. Milligan, E.C. Aifantis// Met. & Mat. Trans., v. 29A, 1998, 2261-2271.

10. Comportament mecanique des nanomateriaux/ Baudelet В., Languillaume// Rev. met.-1993.- 90.-N9,-P.l 101-1106.

11. Furukiiwa M., Horita Z., Nemoto M. et al. Microhardness measurements and the Hall-Petch relationship in Al— Mg alloy with submicrometer grain size//Acta Mater. 1996. V. 11. P. 4619-4629.

12. ChokshiA.H., RosenA., KarchJ., GleiterH. On the validity of the Hall-Petch relationship in nanocrystalline materials//Scripta Metal. 1989. V. 23. P. 1679-1684.

13. Pile-up based Hall-Petch relation for nanoscale materials/ Pande C.S., Masumura R.A., Armstrong R.W.// Nanostruct. Mater., 1993,- v.2. N3.- P.323-331.

14. Louchet F., Kung H. On the Hall-Petch breakdown in nanocrystalline materials/ Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 2000, V.7, p.55-63.

15. Hall-Petch relation in submicro-grained Al-1.5%Mg alloy/ R.Z.Valiev, F.Chmelik, F.Bordeaux, G.Kapelski// Scripta Met. et Mat.,1992, V. 27, P. 855-860.412

16. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation/Valiev R.Z. , Korznikov A.V., Mulyukov R.R.// Mater. Sci. and Eng., 1993. A168. P.141-148.

17. Deformation behaviour of ultra-fine-grained copper/ R.Z.Valiev, E.V.Kozlov, Yu.F. Ivanov et at.// Acta metall. mater., 1994. Vol.42. N7. P.2467-2475.

18. Miniaturized disk- bend testing, nanoindentation and the microstructure of iron-irradiated titanium aluminides/ Petouhoff N.L., Ardell A.J., Oliver W.E., Lucas B.N.// Struct. Inter. 1993. P.77-86.

19. Petch.N.I. The cleavage strength of polycrystals// Iron and steel institute/ 1953. v.1774. N1. P.25-28.

20. Hall E.O. The deformation and ageing of mild steel/ III Discussions of results. Proc. Phys. Soc. London, 1951. V.64. P. 747-753.

21. The relation yield and flow stresses with grain size in poly crystalline iron/ R/Armstrong, J. Godd, R.M.Douthwaite, N.J. Petsh// Phil . Mag. 1962. V.7. N77. P.45-51.

22. Котрелл A.X. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.: Металлургиздат, 1958. 218 с.

23. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. М.: Металлургия, 1975. 280 с.

24. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.Металлургия, 1987,214 с.

25. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. М.: Металлургия, 1980. 167 с.

26. Structure and superplasticity of intermetallics/ R.M.Imaev, G.A.Salishchev, V.M.Imaev et al.// Materials Science Forum, 1994. V. 170-172. P. 453-464.

27. Submicrocrystalline and nanocrystalline structure formation and search for outstanding superplastic properties/G.A. Salishchev, O.R.Valiakhmetov, V.A.Valitov, S.K.Mukhtarov// Materials Science Forum, 1994. V. 170-172. P. 121-130.

28. Bieler T.R., Mishra R.S., Mukherdjee A.K. Superplasticity in hard-to-machine materials. Annu. Rev. Sci., 1996. V.26. P.75-106.

29. Baudelet D., Languillaume J., Kapelski G. Microstructure and mechanical properties of ultrafine-grained materials/ISPHA., 6, 1994. 9.1232-1247.413

30. Segal V.M., Reznikov V.I., Drobyshevskiy A.E., Kopylov V.I. Equal angular extrusion/ Russian Metally, 1981. N1. P.99-105.

31. Сегал B.M., Резников В.И. Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Наука и техника, 1994. 232 с.

32. Microstructural characteristics of ultrafine-grained aluminium produced using ecual-channel Angular pressing/ Yo.Iwanashi, M.Furicawa. Z.Horita et al.// Metall. and Mat. Trans. v.29A, 1998. P.2245-2253.

33. Механическое поведение ультрамелкозернистого армко-железа/ Р.К.Исламгалиев, И.Ю. Пышминцев, В.А. Хотинов и др. // ФММ. Т.86. 1998. Вып.4. С. 115-123.

34. Механическое поведение меди с субмикрокристаллической структурой / И.Ю. Пышминцев, Р.З. Валиев , И.В. Александров и др. ФММ, 2001, Т.92, №1, С.99-106.

35. Weertman J.R., Sanders P.G. Plastic deformation of nanocrystalline metalls // Solid State Phenomena, 1994. Vol.35-36. P.249-262.

36. Nieman C.W., Weertman J.R., Siegal R.W. Microhardness of nanocrystalline palldium and copper // Scripta. Mater. 1989. V. 23. P. 2013-2018.

37. Malow T.R., Koch C.C. The ductility problems in nanocrystalline materials / Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 1999, V.2-6, p.565-574.

38. Vinogradov A., Patlan V., Kitagawa K. Acoustic emission and strain localization in ultra-fine grained copper Produced by Equi-channel angular pressing/ Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 1999, V.2-6, p.607-612.

39. A. Vinogradov, T. Mimaki, S. Hashimoto, R.Valiev On corrosion of ultra-fine grained copper produced by equi-channel angular pressing// Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials, 1999, V.2-6, p.641-646.

40. Malow T.R., Koch C.C. Mechanical properties, ductility and grain size of nanocrystalline iron produced by mechanical attritting//Met. & Mat. Trans., v. 29A, 1998, 2285-2295.

41. Смирнов С.В., Швейкин В.П. Исследование процесса деформационного упрочнения многофазных материалов на микроуровне/ ФММ, т.80.вып. 1,1995. С. 152-159.

42. Смирнов С.В., Швейкин В.П. Метод опредделения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах/ ФММ, т.80.вып.1,1995. С. 145-151.414

43. Properties and processing of nanocrystalline materials/ Ouater report, agreement 9651P0015-35, USATU, July, 1995, 51 p.

44. Чащухина Т.И. Кинетические и структурные особенности превращений в конструционных сталях при большой пластической деформации и последующем нагреве.

45. Павлов В.А. Аморфизация при интенсивной прокатке // ФММ. 1989. Т. 67. С. 924932.

46. Korznikov A., Dimitrov О., Korznikova G. Thermal evolution of the structure of ultrafine grained materials produced by severe plastic deformation/ Ann. Chim. Fr., 1996. 21.P.443-460.

47. Корзников A.B. Структура и механические свойства металлов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации. Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук. Уфа. ИПСМ РАН, 2000. 253 с.

48. Амирханов Н.А., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Релаксационные процессы в ультрамелкозернистой меди, полученной методом интенсивной пластической деформации./ФММ, 1998, вып.З.с.99-105.

49. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V., Bulk nanostuctured materials from severe plastic deformation // Progress in Materials Science. 2000. V.45(2). P. 103-184.

50. Valiev R.Z. Structure and mechanical properties of ultrafine-grained materials // Mat. Sci. and Eng. 1997. A234-237. P. 59-66.

51. Пышминцев И.Ю. Механические свойства металлов с субмикрокристаллической структурой. МиТОМ. 2000. №11. с.37-41.

52. Ultrafine grained materials produced by severe plastic deformation. Special issue. Ed. by R.Z. Valiev. Annales de Chimie Science des Materiaux, 1996, V.21, P. 369-520.

53. G. T. Gray III, Т. C. Lowe, С. M. Cady, R. Z. Valiev and I. V. Alexandrov. Influence of strain rate & temperature on the mechanical response of ultra-fine grained Cu, Ni and Al-4Cu-0.5Cr. Nanostructured Materials. 1997. V. 9. P. 477-480.

54. Hollomon J.H. Tensile deformation. // Trans, of TMS-AIME. 1945. V.162, P.268-290.415

55. McFadden S. X., Mishra R. S., Valiev R. Z., Zhilyaev A. P., Mukherjee A. K. Low-temperature superplasticity in nanostructured nickel and metal alloys // Nature, 1999. V. 398, №. 6729, C. 684-686.

56. Носкова Н.И., Корзников A.B., Идрисова C.P. Структура, твердость и особенности разрушения наноструктурных материалов//ФММ.2000.т.89.С. 103-110.

57. Longford G., Cohen М. Microstructure of armco-iron subjected to severe plastic drawing // Trans. ASM. 1969. V. 82. P.623-632.

58. Рыбин B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. 224 с.

59. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия. 1984.280 с.

60. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука. 1985. 229 с.

61. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических материалов. Киев: Наукова думка, 1987. 248 с.

62. Microstructure evolution in Armco-iron due to severe plastic deformation / R.Z. Valiev, Yu.V. Ivanicenko, E.F. Rauch, B. Baudelet // Acta Mater. 1996. V. 44. № 12. P. 47054712.

63. Фарбер B.M., Селиванова O.B. Структурные механизмы релаксации напряжений при холодной пластической деформации// в сб. научн. тр. «Проблемы нанокристаллических материалов» под ред. Устинова В.В. и Носковой Н.И., Екатеринбург: УрО РАН, 2002. С.207-223.

64. Фарбер В.М, Селиванова О.В. Классификация процессов релаксации напряжений и их проявление при пластической деформации металлов// Металлы, 2001. №1. с.110-115.

65. Характеристика листовой углеродистой стали с субмикрокристаллической структурой/ Закирова А.А., Зарипова Р.Г., Салищев Г.А. и др.// в сб. Научн. тр.416

66. Структура и свойств нанокристаллических материалов» Под ред. Г.Г. Талуца и Н.И. Носковой, Екатеринбург: УрО РАН, 1999. с. 123-130.

67. Валиев Р.З., Мусолимов Р.Ш. Высокоразрешающая электронная микроскопия нанокристаллических материалов// ФММ. 1994. Т. 78. С. 114-121.

68. Islamgaliev R.K., Chmelik F., Kuzel R. Thermal stability of submicron grained copper and nickel//Mat. Sci. Eng. 1997. V.A237. P. 43-49.

69. Физическое металловедение. Под. Ред. Кана. Т. 3. М.: Металлургия, 1987. 663 с.

70. Ashby M.F., Jones O.K. Engineering Materials. Oxford: Pergamon Press, 1980. 105 p.

71. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана. М. Металлургия, 1976. 240 с.

72. Формирование структуры и свойств технически чистого титана с нанокристаллической структурой после деформации и последующего нагрева/ А.А.Попов, Р.З. Валиев, И.Ю. Пышминцев и др.// ФММ, 1997. №5. С.127-133.

73. Попов А.А. Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук, Свердловск, УПИ, 1988, 375 с.

74. Bonfield W. New trends in implant materials/ in Biomaterials and Clinical Application, ed. By A Pizzoferrato, P.G. Marchetti, Elsevier publ. B.V., Amsterdam, 1987, p.13-23.

75. Sagar P.K., Sundararajan G., Bhatia M.L. On the anomalous flow behavior of nickel aluminide// Scripta Met. 1990. V. 24. P.257-262.

76. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1985, 174 с.

77. Liu С.Т. High temperature ordered intermetallic alloys// Proc. Symp. Pittsburgh: MRS Publication, 1987.V.81.355.

78. Столофф H.C., Дэвис Р.Г. Механические свойства упорядочивающихся сплавов. М.: Металлургия, 1969, 112 с.

79. Brusso J.A., Mikkola D.E., Effekt of boron on the deformation behavior of №зА1 // J. Mater. Research. 1994, v. 10. №7. P. 1742-1754.417

80. Mackenzie R.A.D., Sass S.L., Direct observation of the compositional disordering of Ni3Al in the vicinity of grai boundaries using high resolution electron microscopy techniques// Scripta metallurgica. 1988. V.22. p. 1807-1812.

81. Weihs T.P., Zinoviev V., Viens D.V., Schulson E./ The strength hardness and ductility of Ni3Al with and without boron// Acta metallurgica. 1987. V.35. P.l 109.

82. Effect of В on the Microstructure and Mechanical properties of mechanically milled TiAl alloys/ S. H. Kim, S.S. Chung, S.G.Pyo, S.J. Hwang, N.J.Kim// Met & Mat. Transactions, A, vol. 29A, 1998, № 9, p.2273-2283.

83. Valiev R.Z., Korznikov A.V., Mulukov R.R. Structure and properties of ultra fine grained materials produced by severe plastic deformation/ Mater.Sci. Eng. 1993, v. 168A. P.141-148.

84. Microstructure and hardness of ultraflne grained Ni3Al / Languilaume J., Chmelic F., Kapelski G. et al.// Acta met. & mater. 1993. V.41. №10. P.2953-2962.

85. Структура и механические свойства нанокристаллического интерметаллида Ni3Al/ А.В.Корзников, С.Р. Идрисова, О. Димитров, И.Ю. Пышминцев// ФММ, 1998, т.85, вып.5. с.91-96.

86. Влияние степени дальнего порядка на механические свойства легированного бором интерметаллида Ni3Al / А.В.Корзников, С.Р.Идрисова, И.Ю. Пышминцев и др. //Металлы, 2000, №2, с.83-86.

87. Жеребцов С.В., Салищев Г. А., Галеев P.M. Механические свойства субмикрокристаллического титанового сплава ВТ-6// сб.научн. тр. «Проблемы нанокристаллических материалов». Под ред. Устинова В.В. и Носковой Н.И., Екатеринбург: УрО РАН, 2002, с. 195-203.

88. Миронов С.Ю., Салищев Г.А., Мышляев М.М. Эволюция в структуры в ходе холодной пластической деформации СМК титана/ ФММ, 2002. т.93.№4. С.75-87.

89. Иванисенко Ю.В., Сиренко А.А., Корзников А.В. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмикрокристаллического армко-железа.//ФММ, 1999, т.87, №4. С.78-83.

90. Валиев Р.З., Исламгалиев Р.К. Структура и механическое поведение ультрамелкозернистых металлов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации // ФММ. 1998. Т.85. №3. С.161-177.418

91. Механические свойства и эффекты внутреннего трения в холодно-деформированном УМЗ сплаве ВТ1-0 / И.Ю. Пышминцев, С.Б. Михайлов, В.А. Хотинов, A.A. Попов //Изв.ВУЗов. Цветная металлургия. 2001, №4, с.71-76.

92. Drozdova N.A., Pyshmintsev I.Yu., Popov A.A. Structural and phase transformations in cold strained ultra-finegraned titanium alloys Mat. of 9th World Titanium Congress, S-Peterburg. CRISM, "Promrtey", 1999.p.85-94.

93. Цвиккер У. Титан и его сплавы// Пер. с нем. М.: Металлургия, 1979, 512 с.

94. Головин С.А. Методы механической спектроскопии в физическом металоведении// МиТОМ, 2002, N6, с.7-12.

95. Салищев Г.А., Галеев P.M., Малышева С.П., Михайлов С.Б., Мышляев М.М. Влияние отжига на демпфирование и упругость субмикрокристаллического титана и его сплава ВТ8 // ФММ. 1999. Т.87. №4. С.60-64.

96. Мулюков P.P., Ахмадеев H.A., Валиев Р.З. и др. Амплитудная зависимость внутреннего трения и прочность субмикрокристаллической меди // Металлофизика. 1993. Т.15. №1. С.50-58.

97. Мулюков P.P. Внутреннее трение субмикрокристаллического металла // МиТОМ. 1998. №8. С.34-38.

98. Грязнов М.Ю., Сысоев А.Н., Чувильдеев В.Н. Внутреннее трение в микрокристаллических металлах // Материаловедение. 1999. №3. С.32-38.

99. Амплитудная зависимость внутреннего трения и прочность субмикрокристаллической меди/ P.P. Мулюков, H.A. Ахмадеев, Валиев Р.З. и др.// Металлофизика , 1993. Т. 15. № 1. С.50-58.

100. Гайворонский Н.В., Саржан Г.Ф., Фирстов С.А. Механизмы деформационного упрочнения ОЦК-поликристаллов и кривая напряжение-деформация //Металлофизика и новейшие технологии, 1977. т. 19. №1. С.67-75.

101. Орлов А.И. Зависимость плотности дислокаций от величины пластической деформации и величины зерна. //ФММ. 1977. Т.44, вып.5. С. 966-970.419

102. Х.Конрад. Модель деформационного упрочнения для объяснения влияния величины зерна на напряжение течения металлов// в кн. Сверхмелкое зерно в металлах. Под ред. Гордиенко J1.K. М.: Металлургия, 1973. С. 206-217.

103. Thomas В. et al. The book of steel. Lavoisier Publish., 1996. 596 p.

104. Oravs R.N., Stone G., Conrad H. The effect of temperature and strain rate on the yield and flow stress of titanium// Trans. ASM, 1966. Vol. 59. P. 171-184.

105. Малыгин Г.А. Анализ деформационного упрочнения кристаллов при больших пластических деформациях// ФТТ, 2001. Т. 43, вып.Ю. с. 1832-1838.

106. Morrison W. Plastic deformation of mild steel// Trans ASM., 59, 1966

107. Упрочнение железа при сдвиге под давлением/Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Чащухина Т.И., Пацелов А.М.//сб.научн. тр. «Проблемы нанокристаллических материалов». Под ред.Устинова В.В. и Носковой Н.И., Екатеринбург: УрО РАН, 2002, р.200-206.

108. Деформационное упрочнение и структура конструкционной стали при сдвиге под давлением/ Дегтярев М.В., Чащухина Т.И., Воронова J1.M. и др.// ФММ, 2000. Т.90. №6. С.83-90.

109. Пышминцев И.Ю, Илларионов А.Г., Дроздова Н.А. Структура и свойства ультрамелкозернистой меди//Тез. Докл. 7-го межд. Сем. «Структура, дефекты и свойства нанокристаллич. Ультрадисперсных и мультислойных материалов». Екатеринбург, 1996. с. 131.

110. Эмли Е.Ф. Основы технологии производства и обработки магниевых сплавов. М.: Металлургия, 1972. 488 с.

111. Степаненко А.В., Исаевич Л.А. Непрерывное формование металлических порошков и гранул. Минск: Наука и техника, 1980. 256 с.

112. Колпашников А.И., Ефремов А.В. Гранулированные материалы. М.: Металлургия , 1977. 240 с.

113. Северденко В.П., Шепельский Н.В., Жилкин В.З. Обработка давлением гранул алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1980. 216 с.

114. Логинов Ю.Н., Шарафутдинов Н.Н., Колмогоров В.Л. Об уравнениях связи напряжений и деформаций для сжимаемого жесткокопластичного материала/ Технология легких сплавов. 1977, №4. С.20-25.420

115. Колпашников А.И. Прокатка листов из легких сплавов. М.: Металлургия., 1979. 264 с.

116. Дегтярев И.С., Логинов Ю.Н., Колмогоров В.Л. Прессование некомпактного материала через коническую матрицу/ Технология легких сплавов, 1975. №6. С.24-27.

117. Шепельский Н.В., Корнилов В.Н. Влияние степени деформации на обновление поверхности гранул при их прессовании/ Технология легких сплавов, 1981. №6. С.29-34.

118. Блохин H.H., Овечкин Б.Н. Структура и диаграммы структурных состояний деформируемых магниевых сплавов/ Цветные металлы, 1992.№ 11. С.56-58.

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

120. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей: Справочник / Под ред. М.Л. Бернштейна. М.: Металлургия, 1989. 544 с.

121. Смирнов М.А., Петрова С.Н., Смирнов Л.В. Высокотемпературная термомеханическая обработка и хрупкость сталей и сплавов. М.: Наука, 1991. 167 с.

122. Богатов A.A., Мижирицкий О.И., Смирнов C.B. Ресурс пластичности металлов при обработке давлением. М.: Металлургия, 1984. 144 с.

123. Пластичность и разрушение/ Колмогоров В.Л., Богатов A.A., Мигачев Б.А. и др. М.-.Металлургия, 1977, 336 с.

124. Павлов В.А.Физические основы холодной пластической деформации ОЦК металлов. М.: Наука, 1978, 208 с.

125. Зайцев В.И. Физика пластичности гидростатически сжатых кристаллов. Киев «Наукова Думка», 1983, 186 с.

126. Екобори Т. Физические основы пластической деформации металлов. М.: Металлургия, 1971, 264 с.

127. Кутсаар А.Р., Шалимова A.B. Залечивание пор в меди высоким гидростатическим давлением. ФММ, 1972, т.ЗЗ. вып.6, с.1322-1324.

128. Дислокационная структура и механические свойства армко-железа/ Вольф О.С., Филиппов Ю.И., Перетурина И.А. и др. ФММ, 1978, т.46, вып.4, с.840-845.421

129. Бельченко Г.И., Губенко С.И., Яценко Ю.В. Влияние неметаллических включений на зарождение и развитие микроразрушения в стали 08Ю. Известия АН СССР. Металлы, №4, с.161-164.

130. Као A.S., Kuhu Н.А., Spitzig W.A. Influence of superimposed hydrostatic pressure on bending fracture and formability of carbon steel containing globular sulfides. Journal of Engineering Materials and Technology, 1990, №1, p.15-21.

131. Han S.K., Margolin H. Void formation, void growth and tensile fracture of plain carbon steel and dual-phase steel. Materials Science and Engineering, A, 1989, v. 108, p.45-61.

132. Shi Y.W. Void growth in a uniaxial and triaxial stress field for a structural steel. Materials Science and Engineering, A, 1990, v.125, p.15-19.

133. Емельянов А.А. Микроструктура и деформируемость сталей // МиТОМ. 1995. №10. С.24-28

134. Колмогоров B.JI. Напряжения, деформации, разрушение. М.Металлургия, 1970, 232 с.

135. Бриджмен П.В. Исследование больших деформаций и разрыва. М.: Иностранная литература, 1955, 270 с.

136. Богатов А.А. Развитие теории разрушения металлов при обработке давлением и ее применение для интенсификации процессов холодной прокатки и волочения. Дисс. На соискание ученой степени д.т.н., Свердловск, 1984 г.

137. А.С. (СССР) № 905711 GOln 3/10. Устройство для испытания на растяжение, сжатие и кручение образцов под гидростатическим давлением/ Рыдзевский С.И., Богатов А.А., Колмогоров B.JI. и др. БИ, 1982, №6.

138. Пластичность и разрушение / Колмогоров B.JI., Богптов А.А., Мигачев Б.А. и др. М.; Металлургия, 1977. 336 с.

139. Смирнов С.В. Деформируемость и поврежденность металлов при обработке металлов давлением, дисс. на соискание ученой степени д.т.н., Екатеринбург, 1998 г.

140. Структура и свойства горячекатаной листовой коррозионно-стойкой ферритной стали/ И.Ю.Пышминцев, Д.В.Шабуров, В.П.Никитин // Сталь, 2000, №9, С.64-67.

141. Takeuchi F. Theory of high-temperature type work-hardening of bcc metals // J. Phys. Soc. Jap. 1970. V.28. №4. P. 955-964.422

142. Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов 2-е изд. Пер. с нем. Под ред. Бородкиной М.М. М.Металлургия, 1969. 654 с. !

143. Mandelbrot В.В., Passoja D.E., Paylay A.I. // Nature. 1984. V.308. №4. P.721-722.

144. Емельянов A.A., Портнов JI.E., Пышминцев И.Ю., Поспелов Ю.В. Фрактальный анализ поверхностей разрушения конструкционных сталей // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1994. №6. С.43-47.

145. Голованенко С. А., Фонштейн H. М. Двухфазные низколегированные стали.— М.: Металлургия, 1986.— 206 с.

146. Owen W.S.// Metallugia Italiana, 1977. V. 69. № 7. P. 293—305.

147. Исследование технологической пластичности малоуглеродистых сталей с феррито-перлитной и феррито-мартернситной структурами/ Бронфин Б. М., Емельянов А. А., Смирнов С. В. и др. //Изв. АН СССР. Металлы. 1988. № 2. С. 9094.

148. Gurland G.//Material Science and Engineering, 1979. V. 10. № 1. P. 59—71 .

149. Статистические методы обработки эмпирических данных.— M.: Изд-во стандартов, 1978.—232 с.

150. Чернявский К. С. Количественная металлография.—М.: Металлургия, 1977.— 280 с.

151. Энгель Л., Клингеле Г. Растровая электронная микроскопия. Разрушение.— М.:Металлургия, 1986.— 232 с.

152. Miller L.E., Smith G.S. Tensile properties in carbon steels. Journal of Iron and Steel Institute, 1970, N11, P.998-1005.423

153. Тушинский Л.И., Батаев A.A., Тихомирова Л.Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. Новосибирск, ВО «Наука», 1993. 280 с.

154. Тушинский Л.И. Теория и технология упроочнения металлических сплавов. Новосибирск. Наука, 1990. 306 с.

155. Технология термической обработки стали. Пер. с нем. /Под ред. М.Л. Бернштейна. М.: Металлургия. 1981. С. 291.301.

156. Термическая обработка крупных поковок / Башнин Ю.А., Паисов И.В., Цурков В.Н., Коровина В.М. М.: Металлургия, 1973. 176 с.

157. Борисов H.A., Голланд Л.Ф. Охлаждение крупных поковок в водно -воздушной смеси// МиТОМ, 1988. № 10. С.17-22.

158. Будрин Д.В., Кондратов В.М. Водовоздушное охлаждение при закалке // МиТОМ, 1965. №6. С.22-25.

159. Эйсмондт Ю.Г., Шустов A.B., Пильщиков Е.Ф. и др. Получение и применение жидкостно-воздушных закалочных сред // МиТОМ. 1980. № 11. С. 43^45.

160. Эйсмондт Ю.Г. Исследование охлаждающих сред, альтернативных закалочным маслам//МиТОМ. 2001. № 11. С. 32.36.

161. Simulations and Industrial trials of microstructural and Thermal fields in heavy steel forgings quenched in air-water mixture/1. Pyshmintsev, Yu. Yudin, Yu. Eismondt et al. //44th MWSP conf. Proceedings. v.XI, 2002, P.559-665.

162. Термоулучшение поковок: новые возможности термического упрочнения в условиях кузнечно-прессовых цехов с применением закалки водо- воздушными смесями Юдин Ю.В. И. Ю. Пышминцев, Ю.Г. Эйсмондт. Национальная металлургия. 2002, № 2, с.59-63.

163. Эйсмондт Ю.Г., Шустов A.B. Расчетно-экспериментальный метод разработки рациональных режимов охлаждения при термической обработке // МиТОМ. 1983. № 11. С. 6.9.

164. Немзер H.A., Немзер Г.Г., Ковалев А.Г. Нормализация отливок в камере водовоздушного охлаждения //МиТОМ. 1994. № 11. С. 2.4.

165. Булавко A.A., Геллер М.А., Желудкевич М.С. Система управляемого охлаждения для термической обработки изделий сложной формы // МиТОМ, 1991, № 4. С. 31.33.424

166. Гладштейн JI.И., Литвиненко Д.А., Высокопрочная строительная сталь. М.: Металлургия, 1972. 208 с.

167. Тылкин М.А., Большаков В.И., Одесский П.Д. Структура и свойства строительной стали .М.: Металлургия, 1983. 287 с.

168. Энтин Р.И., Коган Л.И., Клейнер Л.М Разработка и внедрение низкоуглеродистых мартенситных сталей// в кн. «Новые конструкционные стали и сплавы и методы их упрочнения. М., 1984. С.3-6.

169. Properties and microstructure of copper precipitation aged plate steels/A.D.Wilson, E.G.Hamburg, D.J.Colwin// Microalloyed HSLA steels. 1988 World Material Congress. Chicago. Illinois. USA, 1988. P.259-276.

170. Низкоуглеродистые мартенситные стали/Р.И.Энтин, Л.М.Клейнер, Л.И.Коган, Л.Д. Пиликина// Изв. АН СССР. Металлы. 1979. №3. С. 114-117.

171. Коган Л.И., Энтин Р.И. Полиморфное гамма-альфа превращение железа. ФММ.1971. т.31. вып.2. С.379-386.

172. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Энтин Р.И. Особенности превращений аустенита в низкоуглеродистых сталях // ФММ. 1976. Т.41. вып.1. С.118-122.

173. Малоуглеродистая конструкционная сталь со структурой мартенсита/ Л.М.Клейнер, Л.И.Коган, И.Е. Косматенко др.// бюл. ЦНИИ информации черной металлургии, 1974. № 4. С.3-8.

174. Мартенситные превращения в малоуглеродистых никель-молибденовых сталях/ В.М.Счастливцев, И.Л.Бармина, И.Л.Яковлева и др.// ФММ. 1983.т.55.вып.4.С.724-732.

175. Связь мартенситного и бейнитного превращений в углеродистых и легированных сталях/ В.М. Счастливцев, Д.А. Мирзаев, А.И. Баев и др.// МиТОМ, 1991. №7. С.2-3.

176. Влияние деформации при высоких температурах на структуру и механические свойства стали 03Г4АФ/ В.Н.Никитин, В.Г.Лазько, Н.И.Карчевчкая, Ю.М.Борисов// в кн. «Металловедение качественных сталей и сплавов». М.:ЦНИИчермет, 1982. С.35-40.

177. Исследование фазовых превращений в сплавах на железомарганцевой основе/ И.Ф.Ткаченко, В.А.Русецкий, А.Ф.Горбачев, М.А.Григорьева// Изв.ВУЗов. Черная металлургия. 1980.№7. С.82-85.425

178. Влияние никеля на сопротивление разрушению низкоуглеродистых сталей/ Н.Е.Демыкин, В.М.Горицкий, Д.П.Хромов, и др.// МиТОМ. 1985.№9.С.22-27.

179. Зикеев В.Н., Шаров Б.П. Влияние легирования на хладостойкость н жельсодержащих ферритных сталей// в кн. Качественные стали и сплавы. №5. М.: Металлургия. 1980. С.23-26.

180. Башнин Ю.А., Галкин В.К., Коровина В.М. Низкоуглеродистые стали м фтенситного класса// МиТОМ. 1980. №10. С.52-54.

181. Мельников Н.П., Гладштейн H.H., Горицкий В.М. Низкоуглеродистаям 1ртенситная хромникельмолибденовая сталь// Изв. АН СССР. Металлы!983.1. H 187.2. С.112-120.

182. Медь в черных металлах/ под ред. Ле Мея и Л.М-Д. Шетки. Пер. с англ. Подррд. Банных О.А.// М.Металлургия, 1988. 312 с.

183. Зикеев В.Н., Шаров Б.П., Карчевская Н.И. Влияние меди на хладостойкость нйкельсодержащих конструкционных сталей.// МиТОМ. 1986. №11. .С.8-11.

184. Шаров Б.П. Экономнолегированные никелем конструкционные стали повышенной при минус 196 °С хладостойкости. Автореферат диссертации на соискание уч. Ст. к.т.н. Москва. 1980.

185. Effect of thermo-mechanical processing on mechanical properties of copper bearing ate hardenable steel plates/ T.Abe, M.Kurihara, H.Tagawa. K.Tsukada//Trans. ISIJ. 1 )87. V.27. P.478-484.

186. Садовский В.Д. Превращение аустенита в мартенсит// в сб. Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах. М.: Машгиз. 1950. С.65-101.

187. Ricks R.A., Howell P.R., Honeycomb R.W.K. The effect of nickel on austenite decomposition in Fe-Cu alloys/ Met/Trans. 1979. v.lOA. N8. P. 1049-1058.

188. Образование и устойчивость "вторичного" аустенита в марганцевых дуплекс фшях/ М.А.Штремель, С.А.Никулин, В.П.Канеев и др.// ФММ.1980. т.50. №5. С. №21.1027.

189. Kim.J.I, Kim H.J. Morris J.W. The role of constituent phases in determination the l(|»w temperature toughness of 5.5%Ni cryogenic steel// met. Trans. 1984. V.15A. N 12. P12213-2221.

190. Stability of precipitated austenite and toughness of 9Ni steel/ B.Fultz, J.I.Kim, M.H.Kim. G.O.Fior// Met.Trans. 1985. V.16A. N12. P.2237-2248.426

191. Fultz В., Morris J.W. The mechanical stability of precipitated austenite// Met.Trans. 1085. V.16A. N12. P. 2249-2254.

192. Зельдович В.И., Хомская И.В., Влияние скорости нагрева и исходной структуры на процесс образования аустенита в низкоуглеродистых сплавах Fe-6Ni// ФММ. 1988. Т.65. вып. 2. С.365-374.

193. I Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. Справочник. Т.2. М.:Металлургия. 1962. 872 с.206.

194. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах и сплавах. М.: Металлургия. 1978. 248 с. 207. | Федоров Г.Б. Смирнов Е.А. Диффузия в металлах и сплавах// Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ. 1974. №8. С.5427

195. Никулин С.А. Исследование структуры и разрушения хромо-марганцевыхмартенсит-аустенитных хладостойких сталей. Автореферат диссертации насоискание уч. ст. к.т.н. Москва. 1980.

196. Zok F., Embury J.N. On the analysis of delamination fractures in high strength stfeels// Met. Trans. 1990. V.21A. N9. P.2565-2575.

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

198. Охрупчивание конструкционные стали с бейнитной структурой при отпуске/ А.Ю.Калетин, В.М.Счастливцев, Н.Т.Карева и др.// ФММ. Т.56. вып.З. С. 366-371.

199. Ashby M.F., Embury J.D. The influence of dislocation density on the ductile-brittle transition in BCC metals// Scripta Met. 1985. V.19. p.557-562.

200. Petch N.J. The ductille-brittle transition in the fracture of Diron// Phil. Mag. 1973.1. V.3. N34. P.1089-1097.217.218.

201. Rice J.R., Rosenberg G.F. Plane strain deformation near a crack tip in power low Hardening materials// J.Mech.Phys.Solids. 1968. V. 16. N1. P. 1-12.

202. Fultz В., Morris J.W. Mossbauer spectrometry study of the mechanical transformation of precipitated austenite in 6 Ni steel// Met.Trans. 1986. V.16A. N2. P^321-330.

203. Fior J.O., Morris J.W. Characterization of Fe-6Ni steel fracture modes: A three dimensional quantative analysis // Met. Trans. 1986. V.17A. N5. P.815-821.

204. Миркин JI.И. Рентгеноструктурный контроль машиностроительных м!атериалов: Справочник. М.Машиностроение. 1974. 134 с.

205. Вольдемаров А.В., Зима Ю.В., Романив О.Н. Микрофрактографические спекты циклической трещиностойкости стали 45ХН2МФА// Циклическая трещиностойкость металлических материалов и элементов конструкций. Сб.н. тр. Й: Транспорт. 1984. С.72-80.

206. Романив О.Н., Гладжкий Я.Н., Зима Ю.В. Влияние структурных факторов на кинетику роста усталостных трещин в конструкционных сталях// ФХММ. 1978. ТЫ. Т2. С.3-5.

207. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия, 1977. 432 с.

208. Блантер М.С., Пигузов Ю.В., Ашмарин Г.М. и др. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях: справочник., М.:Металлургия,1991. 248 с.

209. Kestens L., Petrov R, Houbaert Y. Orientation selective transformation during intercritical annealing of cold rolled TRIP steel/ Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys. Gent, Belgium, 2002, p.215-219.

210. K.Sugimoto, M.Kobayashi Warm Stretch-Formability of TRIP-aided Dual phase Sheet Steels High Strength Sheet Steels for the automotive industry. Proc. of Symp. "High Strength Steels for Automotiv Industry" 36th MWSP Conf. Baltimore, MD.1994, pp.255-265.

211. Speich G.R., Demarest V.A., Miller R.L. Formation of austenite during intercritical annealing of dual-phase steels/Met. Trans. 12A. 1981. Pp. 1419-1428.

212. Giarault E. "Bainetic transformation in TRIP-assisted steels and its influence on mechanical properties" proefschrift voorgegraden tot het behalen van het doktoraat in de toegpaste wetenchapen, 1999, KUL, Belgium. 206 p.

213. Metallographic Method for Revealing the Multiphase Microstructure of TRIPAssisted Steels/ E Girault., P.Jacques, Ph.Harlet et al.// Materials Characterization, 1998. 40. pp. 111-118.

214. I Jacques P., Girault E., Van Humbeek J., Aernoldt E., Dellanay F. Experimental characterisation of Bainetic Transformation Kinetic of Residial austenite in Mn-Si TRIP-Assisted Multiphase Steel// J.Phys.IV France, 1997. 7. pp. 459-466.

215. Jacques P., Girault E., Ratchev P., Van Humbeek J., Verlinder B., Aernoldt E.A study of the bainetic transformation in an intercritical annealed TRIP-Assisted Steel. 32nd Annual Conf. Of Int.Metallographic Society, 1999, Ohio, pp.???

216. Girault E., Jacques P., Ratchev P., Van Humbeek J., Verlinder B.,.Aernoldt E Study of temperature dependence of bainetic transformation rate in multiphase TRIP assisted steel// Material Science and Engineering A273-275, 1999, pp.471-474.

217. Matsumura O., Sakuma Y., Takechi H. Enhancement of elongation by retained austenite in intercrtical annealed 0.4C-1.5Si-0.58Mn// Steel. Trans. ISIJ,1987. 27. pp 570-578.430

218. Bhadeshia H.KD.H. and.Edmonts D.V The Bainetic Transformation in Silicon Steel// Metall. Trans. V. 10A, 1979, p.l 16-123.

219. Pichler A., Stiaszny P., Potzinger R., Werner E. TRIP Steels with Reduced Si Content// 40th MWSP Conf. Proc., ISS,1998, pp259-274.

220. Laquerbe L., Nrutjents J., Harlet Ph., Caroff F., Catinnieaux. P. New processing Route for the Production of Silicon-free TRIP-Assisted Cold Rolled and Galvanised Steel// 41st MWSP Conf. Proc.,1999. pp.89-99.

221. Дьяченко C.C., Дьяченко B.C., Петриченко A.M., Слива A.A. Роль несовершенств кристаллического строения в процессе образования аустенитаУ/Известия АН СССР. Металлы. 1969. №4. С.123-126.

222. Yang D.Z., Broun E.L., Matlock D.K., Krauss G. Ferrite recrystallisation and austenite formation in cold rolled intercritically annealed steel// Met.Trans. 1985. V.16A. №8. P.1385-1391.

223. Garsia S.I., DeardoA.I. Formation of austenite in 1.5 pet Mn steels// Met. Trans. 1981. V.12A. P.521-530.

224. Recrystallisation and formation of austenite in deformed lath martensite structure/Tokzane M., Matsumura N., Tsuzaki K., Maki T.// Met.Trans. 1982. V.13A. №8. P.1379-1388.

225. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при при нагреве стали в межкритическом интервале температур/Чащу хина Т.П., Дягтерев М.В., Воронова Л.М. и др.// ФММД999. Т. 87. вып.1.

226. Andrews K.W. Empirical Formulae for the calculation of Some Transformation Temperature// J. Iron Steel Inst., Vol. 203, 1965, pp. 71-87.

227. Kung C.Y., Rayment J.J., An Examination of the Validity of Existing Formulae for the Calculation of Ms Temperature// Met Trans., A, Vol.13A,1982, pp.328-331.

228. D.P.Koistinen, R.E.Marburger, Martensite formation in carbon and low alloyed steels/Acta Metallugica, 1959, vol.7, pp.59-60.

229. De Meyer M., Vanderschueren D., Blauwe K. De and De Cooman B.C., "The Characterization of Retained Austenite in TRIP-Steels by X-Ray Diffraction". 41th MWSP Conf. Proceeding, ISS, 1999, pp.483-491.

230. X-ray Determination of Retained Austenite in Steel with Near Random Crystallographic orientation. ASTM Standard, E975-84, 787.

231. Cullity B.D., "Elements of X-ray diffraction", 2nd ed., Addison-Wesley Publishing company, Inc., 1978, 508.

232. R.L.Miller, "A Rapid X-ray method for Determination of Retained Austenite" transaction of American Society for Metals, v.57, 1964, pp.892-899.

233. Averbach B.L. and Cohen M."X-ray Determination of Retained Austenite by Integrated Intensities", Metals Technology, v. 15, feb 1948.

234. De Meyer M., Vanderschueren D., De Cooman B.C."The influence of substitution of Si by A1 on the properties of cold rolled C-Mn-Si steels", ISIJ, Vol. 39 (1999),№8, p.813-822.

235. De Meyer M, De Cooman B.C. Vanderschueren D. "Deformation and transformation characteristics of retained austenite in C-Mn-Si and C-Mn-Al-Si TRIP Steels" , Thermomechanical processing of steels . Conference preprint, London, 2000, p.505-516.

236. Jeong W.C. "New techniques for observation of retained austenite in high strength duaphase and TRIP cold rolled sheet steels", "High strength steels for automotive" Symposium proceedings, 1994, pp. 267-274.

237. Lawson R.D., Matlock D.K., Krauss G."An Etching Technique for Microalloyed Dual-Phase Steels" Metallography, V.13, 1980. pp.71-87.

238. Le Pera F.S. Improved Etching Technique to Emphasize Martensite and Bainite in High-Strength Dual-Phase Steel // J. Metals 32, No. 3, 1980, pp. 38-39.432

239. Rashid M.S., "Relationship Between Steel Microstructure and Formability", in Formable HSLA and Dual-Phase Steels, edited by A.D. Davenport, TMS-AIME, Warrendale, PA, 1977, pp. 1-24.

240. Ramos L.F., Matlock D.K. and Krauss G., "On the Deformation Behavior of DualPhase Steels", Met. Trans. A, Vol. 10A, 1979, pp. 259-261.

241. Magee C.L. and Davies R.G., "Automotive Sheet Steels for the 1980's", in Alloys for the Eighties, edited by R.Q. Barr, Climax Molybdenum Company, Greenwich, CT, 1981, p. 35.

242. The influence of hydrostatic pressure on y-a transformation, mechanical properties and fracture of low-carbon steel 08G5N4MAF / Emelyanov A.A., Pyshmintsev I.Yu., Goldshtein M.I. et al. // Phizika Met. and Mettalovedenie,1993. vol. 76. 2. pp.158-164.

243. Patel J.P., Cohen M. Criterion for the action of applied stress in the martensitic transformation/Acta Mettallogica, Vol. 1, 1953. pp.531-538.

244. Inoue Т., Wang Z. in Numerical Methods in Industrial Forming processes (edited by J.Pittman et.al.), Pineridge Press Ltd., Swansea, p.391.

245. Radcliffe S.V., Schartz M. The effect of High pressure on the martensitic reaction in iron-carbon alloys / ActaMetall.,10, 1962.pp 201-207.

246. The Modelling of Retained Austenite in Low-Alloyed TRIP Steel / G.Reisner, E.A.Werner, P.Kerschbaummayr, I.Papst, F.D.Fischer //JOM, 1997. 9. pp.62-65.

247. M. De Meyer, D. Vanderschueren and B.C. De Cooman, "The Influence of Al on the Properties of Cold Rolled C-Mn-Si TRIP Steels". 41th MWSP Conf. Proceeding, ISS, 1999, pp.265-276.

248. Бронфин Б.М., Пышминцев И.Ю. Особенности деформационного упрочнения малоуглеродистых феррито-аустенито-мартенситных сталей /Термическая обработка и физика металлов. Свердловск. 1989. С.30-34.

249. Effects of Deformation-Induced Transformation of Retained austenite on Formability of High Strength Steel Sheet/ S.Hiwatashi et al. //Proc. Ded. Conf. On New and Alt. Mater. For Auto. Ind. 26th ISATA, 1992. pp. 70-75.

250. Itami A., Takahashi M., Ushioda K. Cold rolled High-strength Sheet Steels and Plastic Stability of Their Retained austenite// Proc. of Symp. "High Strength Steels for Automotiv Industry" 36th MWSP Conf. Baltimore, MD.1994, pp.245-253.

251. Jeong W.C., Matlock D.K., Krauss G. /Observation of transformation behaviour of retained austenite in 0.14C-1.2Si-1.5Mn Steel with ferrite-Bainite-Austenite structure// Mat. Science and engineering., 1993. A165. pp. 1-8.

252. Pyshmintsev I.Yu., R.A. Savrai, B.C.De Cooman Effect of the stress state on the transformation behavior and mechanical properties of TRIP-aided high strength steels/ Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys. Gent, Belgium, 2002, p.79-85.

253. High strain rate behavior of TRIP- aided automotive steels/ I.Yu. Pyshmintsev, R.A. Savrai, B.C. De Cooman, O. Moriau //Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys Gent, Belgium, 2002, p.79-85.

254. The influence of stress state on the plasticity of Transformation Induced Plasticity aided steels/ I.Yu. Pyshmintsev, M. De Meyer, B.C. De Cooman et al.// Met.& Mater. Trans. v.33A, 2002, p. 1659-1667.

255. Курдюмов Г.В., Утевский JI.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Металлургия, 1977.

256. Dynamic tensile characteristic of high strength low alloy TRIP steel and its modelling/ Yu. Fu.Ren, Xi. Cheng Wei, B.C. De Cooman et al.// Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys Gent, Belgium, 2002, p.287-291.

257. Effect of surface treatment on the dynamic mechanical properties of high strength alloy Si-Mn TRIP steel/ Luo Ping Hu„ Yu. Fu.Ren, Xi. Cheng Wei et al.// Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys Gent, Belgium, 2002, p.367-371.

258. Hecker S.S., Stout M.G., Staudhammer K.P., Smith J.L. Met. Trans. 13 A, 1982. P.619-626.434

259. Murr L.E., Staudhammer K.P. Hecker S.S. Met. Trans. 13 A, 1982. P.627-635.

260. Staudhammer K.P., Frantz C.E., Hecker S.S., Murr L.E. Shock waves and High strain-rate phenimrna in metals/ 1981, chapter 7, p. 91-112.

261. Miura K., Takagi S., Hira T., Furikimi O., Tanimura S. Proc.1996. SAE Conf. Society of Automotive Eng. INC., 1998, p. 1-5.

262. Miura K,, Takagi S. Furikimi O., Ohara T., Tanimura S. Proc.1996. SAE Conf. Society of Automotive Eng. INC., 1998. p. 23-29.

263. Teracher P., Marron G. Application of high strength hot rolled steels in wheels/ High Strength Sheet Steels for the automotive industry. Proc. of Symp. "High Strength Steels for Automotiv Industry" 36th MWSP Conf. Baltimore, MD,1994, pp.27-36.

264. Bai D.Q., Yue S., Maccagno M., Jonas J., Effect of Deformation and Cooling Rate on the Microstructures of Low-Carbon Nb—B Steels // ISIJ International, Vol.38, 1998, №4, pp.371-379.

265. Manohar P., Chandra T., Killmore C., Continuous Cooling Transformation Behaviour of Microalloyed Steels Containing Ti,Nb, Mn and Mo// Steels" ISIJ International, Vol. 36 , 1996, №. 12, pp.1486-1493.

266. Mesplont C, Waterchoot T, Vandeputte S, Vandershcueren D, De Cooman B.C., Development of High-Strength Bainitic Steels for Automotive Applications// 41st MWSP Conf.Proc., ISS, Vol.XXXVII, 1999. P.515-524.

267. De Ardo A. Multi-phase Microstructures and their Properties in High Strength Low Carbon Steels" Steels// ISIJ International, Vol. 35 (1995), №. 8, pp.946-954.

268. Mesplont C, Waterchoot T, De Cooman B.C., Vandeputte S, Vanderschueren D."Hot-rolled bainitic steels" Thermomechanical processing of steels . Conference preprint, London, 2000, p.505-516.

269. Determination of Recrystallization Stop Temperature from Rolling Mill Logs and Comparison with Laboratory Simulation Results/T.M. Maccagno, J.J.Jones, S. Yue, B.J McCrady et al.// ISIJ Int., 1994, Vol.34, №.11, p.917-922.435

270. Microstructure and properties of hot-rolled high-strength multiphase steels for automotive application / I.Yu.Pyshmintsev, Chr. Mesplont, S. Jacobs, B.C. De Cooman // Steel research, 73, 2002, issue 9, p.292-402.

271. Krauss G., Thompson S. Ferritic Microstructures in Continuously Cooled Low and Ultralow-carbon Steels// ISIJ International, Vol.35, 1995, №8, pp.937-945.

272. Mishra R., Thompson S., Hylton T., Boucek A. Microstructures of Hot-Rolled High-Strength Steels with Significant Differences in Edge Formability// Met. And Mat. Trans. A. Vol. 32A, 2001, pp.745-760.

273. Rashid M.S. Relationship Between Steel Microstructure and Formability" // "Formable HSLA and Dual-Phase Steels", edited by A.D. Davenport, TMS-AIME, Warrendale, PA, 1977, pp. 1-24.

274. Modelling of Luders Yielding Behaviour in Low Carbon Bainitic Steels./ E.Vasseur, H.Tsukahara,J.Drillet, E.Pinto da Costa,S.Ribau// 41st MWSP Conf. Proc.,1999. pp.811-817.

275. Zhao J.Z., Mesplont C., De Cooman B.C. A Model for the Calculation of the Bainitic Phase Transformation Kinetics from Dilatometric Data// Z. Metallkd. 92, April 2001. pp. 345-350.

276. Mesplont Chr. Phase transformations and microstructure-properties relations in Complex Phase high strength steels// Proefshrift ingediend tot het behalen van de graad van Doctor in Toegpaste Wetenschappen, richting Materiaalkunde. RUG, 2002. 234 p.

277. Bleck W. Using the TRIP effect the dawn of promising group of cold formable steels/ Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys Gent, Belgium, 2002, p. 1323.

278. ULSAB Advance vehicle concept, Technical concept dispatch, № 6, ISIJ, Brussels, May, 2001.

279. Godereaux S., Vivet S., Beaudoin J-F. Application of TRIP steels in automotive industry// Int. Conf. on TRIP-aided high strength ferrous alloys Gent, Belgium, 2002, p.321-325.436