автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Природа нестабильности уровня ударной вязкости и низкой технологической пластичности при производстве крупногабаритных полуфабрикатов из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей, совершенствов

005015513

На правах рукописи

МАХНЕВА Татьяна Михайловна

ПРИРОДА НЕСТАБИЛЬНОСТИ УРОВНЯ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ И НИЗКОЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ

ИЗ КОРРОЗИОННО-СТОЙКИХ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ, СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ИХ ОБРАБОТКИ

Специальность 05.16.09 - Материаловедение (промышленность)

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

1 2 [лАР Ш

Ижевск-2012

005015513

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте прикладной механики Уральского отделения РАН

Научный консультант: доктор технических наук, старший научный сотрудник Дементьев Вячеслав Борисович Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Тарасенко Людмила Васильевна доктор физико-математических наук, профессор Титоров Дмитрий Борисович доктор технических наук, профессор Симонов Юрий Николаевич

Ведущая организация: ОАО «Научно-исследовательский технологический институт «ПРОГРЕСС» (г. Ижевск)

Защита состоится «16» марта 2012 г. в 14.00 часов на заседании диссертационного совета Д 212.065.02 при ГОУ ВПО «Ижевский государственный технический университет» (ИжГТУ), 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 7.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИжГТУ

Ваши отзывы на автореферат в 2х экз., заверенные печатью, прошу выслать по указанному адресу

Автореферат разослан «1» февраля 2012 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета, доктор технических наук, профессор

Осетров В.Г.

/

Введение

Актуальность проблемы. В связи с возрастающими требованиями, предъявляемыми к авиационным материалам, повышением уровня рабочих напряжений особенно остро стоит вопрос о повышении конструктивной прочности изделий и характеристик надежности, включающих и склонность к хрупкому разрушению. В промышленности успешно используются созданные более 50 лет назад низкоуглеродистые мартенситно-стареющие (МС) стали на основе систем Ре-№ и Рс-ЬП-Со, которые завоевали широкую известность благодаря уникальному сочетанию механических свойств и технологичности. Большой вклад в их создание в нашей стране внесли М.Д. Перкас, В.М. Кардонский, Я.М. Потак, и др. Отличительной особенностью этих сталей является необычайно высокое сопротивление хрупкому разрушению - при прочности свыше 2000 МПа значения ударной вязкости составляют (1,0-5-1,2) МДж/м2, но их применение в агрессивных средах ограниченно неудовлетворительными показателями коррозионной стойкости.

Высокопрочные коррозионно-стойкие стали (КС) с уровнем прочности (1250+1350) МПа созданы на основе МС, в которых Со и № заменены на Сг и введены легирующие добавки. Эти стали, обладая всеми достоинствами МС сталей и коррозионной стойкостью, успешно применяются в тяжело-нагруженных изделиях и являются весьма перспективным и экономичным материалом для широкой номенклатуры изделий в небольших сечениях. Однако при переходе на крупный слиток использование их в изделиях сечением более 60 мм привело к увеличению нестабильности уровня ударной вязкости по ряду причин металлургического и технологического характера и требует нового подхода к решению этих проблем. Анализ имевших место разрушений после горячей деформации и нестабильность уровня ударной вязкости показали, что для понимания механизмов разрушения и управления свойствами этих сталей наряду с изучением тонкой структуры, кинетики фазовых превращений, нужны новые знания на атомном уровне. Без надежных и эффективных способов повышения сопротивления хрупкому разрушению высокопрочных конструкционных материалов невозможно достижение высокой надежности работы изделий из них, поэтому поиск путей повышения уровня ударной вязкости и его стабильности и но сей день является актуальным.

Актуальной является и реализация в структуре сталей нанокристаллических (НК) состояний, формирование которых позволяет раскрыть потенциальные возможности исследуемых сталей. С этой точки зрения интенсивная пластическая деформация (ИПД) является одним из альтернативных способов воздействия на фазовые и структурные превращения при нагреве и охлаждении и управления свойствами.

Одним из новых развиваемых в последнее время способов повышения сопротивления ударным нагрузкам является формирование в структуре азотистого аустенита (уы), °н существенно устойчивее углеродистого, и это открывает новые возможности получения более стабильного структурного

состояния сталей. В связи с этим, задача получения и стабилизации в структуре сталей азотистого аустенита без образования нитридов за счет азота воздуха на сегодняшний день является перспективной.

Решение поставленных задач возможно лишь при систематическом изучении закономерностей фазовых превращений, их кинетики и особенностей протекания при различных внешних воздействиях (ИПД, замкнутый объём) и условиях термической обработки.

Работа выполнена в Институте прикладной механики УрО РАН по плану научно-исследовательских работ и Федеральной целевой программе "Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно- технологического комплекса России на 2007 - 2012 годы" Блок 1 и 2.

Цель работы: Исследование причин нестабильности уровня ударной вязкости и технологической пластичности, факторов их вызывающих в штампованных полуфабрикатах и в холоднокатаных листах на примере стали 08Х15Н5Д2Т (ВНС2) различной выплавки и деформации, разработка способов повышения однородности структуры, фазового состава и свойств.

Для выполнения поставленной цели в работе решались следующие научные и практические задачи.

1. Исследование химической неоднородности структуры штампованных полуфабрикатов по никелю и хрому после горячей деформации, влияние режимов термической обработки (закалки и отжигов в двухфазной а+у-области) на степень однородности ликвационных зон.

2. Исследование влияния способа переплава (электро-шлакового-ЭШП и вакуумно-дугового-ВДП) на химический состав, структурно-чувствительные характеристики расплава стали, уровень механических свойств и характеристик надежности после закалки и старения (ударной вязкости КСУ и порога хладноломкости ).

3. Исследование влияния предварительной термической обработки в двухфазной (а-н^у-области на характер формирования ударной вязкости и порога хладноломкости в штампованных полуфабрикатах после закалки и старения на максимум прочности.

4. Изучение влияния степени неоднородности по титану в пределах (0,02+0,22) % на структуру (характер перекристаллизации), фазовый состав и уровень ударной вязкости стали опытных и промышленных плавок.

5. Исследование процессов, протекающих в интервале температур развития "тепловой" хрупкости при замедленном охлаждении с высоких температур нагрева, влияние их на уровень ударной вязкости, определение критической скорости охлаждения штамповок. Моделирование фазового состава в интервале температур (1200+500) °С в зависимости от содержания титана и элементов внедрения в стали.

6. Исследование химической неоднородности по хрому, развивающейся при температурах старения, роль хромовых зон и элементов внедрения в формировании уровня ударной вязкости и порога хладноломкости.

7. Исследование текстуры по толщине листа после горячей и холодной деформации. Установление влияния степени холодной деформации на характер формирования текстуры для выявления причин низкой технологической пластичности листов.

8. Разработка научных основ выбора режима закалки с РПТС (с регулируемыми по Мн параметрами тепловой стабилизации) для повышения стабильности фазового состава и ударной вязкости на штамповках.

9. Опробование нового способа закалки с РПТС в технологической схеме производства холоднокатаного листа толщиной 2 мм и разработка новой технологии для получения тонкого листа (0.6 мм) с однородной структурой и высокой технологической пластичностью.

10. Опробование интенсивной пластической деформации путем холодной прокатки (ИПД ХП) для повышения пластичности стали.

Объектом исследования служили технологические процессы изготовления крупногабаритных полуфабрикатов (штамповки, листы) и фольги из сталей промышленных плавок; опытные плавки с различным содержанием Г/; модельные сплавы системы Ре-Сг и промышленные стали в нанокристаллическом состоянии (НКС).

Предмет исследования. Нестабильность структуры, фазового состава и свойств, способы их повышения при термической обработке и пластической деформации.

Методы исследований. Решение поставленных задач производилось с помощью: фазового рентгеновского и магнитного анализов, ядерной гамма-резонансной спектроскопии (ЯГР), рентгеноэлектронной спектроскопии (РЭС), резистометрии, методик физико-химического анализа и теплофизических свойств расплавов, внутреннего трения, а также программного комплекса "Астра-4", пакета программ для рентгеноструктурного (НИТУ"МИСиС") и фазового полуколичественного анализа (фирмы"ШШКЕ1Г').

Достоверность и обоснованность полученных результатов и выводов, содержащихся в диссертационной работе, обеспечивается использованием стандартных и апробированных методик, привлечением для исследования комплекса взаимодополняющих методик, согласованностью с имеющимися литературными данными, при моделировании-экспериментальной проверкой и сходимостью результатов.

Научная новизна.

1. Изучена природа нестабильности уровня ударной вязкости и технологической пластичности в крупногабаритных полуфабрикатах из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей на примере стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов. Установлено, что нестабильность пластических свойств в крупногабаритных полуфабрикатах определяется наследованием остаточной химической неоднородности большого слитка по никелю и титану, способом переплава и особенностями протекания фазовых превращений в неоднородной Ре-Сг матрице при термической обработке.

2. Впервые выполнено комплексное исследование влияния ВДП и ЭШП переплава стали 08Х15Н5Д2Т на структуру и свойства расплава, а также на фазовый состав и характеристики надежности (KCl), f™) после

термоупрочняющей обработки. На атомном уровне показано, что структура расплава стали ВДП характеризуется большими межатомными расстояниями, неравновесна и имеет низкие значения плотности d и кинематической вязкости и по сравнению со сталью ЭШП.

Установлена наследственная связь между теплофизическими характеристиками расплава исследуемой стали и уровнем ударной вязкости: кристаллизация расплава стали ВДП с низкими значениями und обуславливает в два раза меньшие значения ударной вязкости по сравнению со сталью ЭШП.

3. На атомном уровне изучена кинетика распада по хрому ct(Fe-Cr-Ni)-твердого раствора как основы исследуемых сталей. Методом ЯГР показано, что расслоение а-матрицы на два твердых раствора происходит с образованием хромовых зон размером ~5 нм, формируя химическую неоднородность при температурах отпуска и старения (300+500) "С.

4. Впервые установлена связь электронной структуры с порогом хладноломкости J1*™ в стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП. В интервале температур вязко-хрупкого перехода (J^) снижение ударной вязкости сопровождается

увеличением доли ковалентной составляющей в химической связи атомов железа как наиболее жесткой.

5. Получены первые экспериментальные результаты и сформулированы критерии стабилизации азотистого аустенита без образования нитридов в сплавах Fe-Cr и коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталях при закалке сталей в замкнутом объёме с атмосферным воздухом. Установлена связь между хромовыми зонами и снижением на (100+200) °С критической температуры Ан а-^/-превращения в интервал температур старения.

6. Впервые в фольге из стали 08Х15Н5Д2Т толщиной (20-40) мкм, полученной холодной прокаткой без промежуточных отжигов, реализована твердость в 5 ГПа (510 кг/мм2), что в 12 раз выше твердости, достигаемой после старения на максимум прочности.

7. Получено объяснение применения двойного отжига в предварительной ТО полуфабрикатов для снижения неоднородности по Ni.

Практическая ценность работы. 1. Решена проблема нестабильности ударной вязкости и низкой технологической пластичности на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т. Разработанные режимы стабилизации (при термической обработке и деформации) позволили исключить влияние неоднородности химического состава выравниванием плавок по фазовому составу, снизить влияние температурных интервалов, в которых неизбежно развивается структурная и фазовая неоднородность, повысить уровень ударной вязкости на (0,2+0,3) МДж/м2 на штамповках из стали ВДП переплава, а также

устранить причины, вызывающие высокие остаточные напряжения в листах на стадии их подготовки к холодной деформации и во время её проведения.

2. Разработана промышленная технология получения тонких холоднокатаных листов с однородной структурой и высокой технологической пластичностью, позволившая уменьшить брак по поверхностным дефектам, улучшить плоскостность листа, увеличить выход годного на 30 % и коэффициент штампуемости в 1,2-1,5 раза.

3. Интенсивная пластическая деформация путем холодной прокатки (ИПД ХП) позволила создать условия для исключения влияния химической неоднородности и реализации в фольге из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей высокой пластичности в сочетании с твердостью в 5 ГПа без значительных финансовых затрат, получить после закалки в замкнутом объёме с атмосферным воздухом азотистый аустенит (до 0 до 100 %), а также новые структурно-фазовые состояния после старения.

Разработанные на основе использования азота воздуха и замкнутого объёма способ и технология получения азотистого аустенита являются экономически выгодными, снижая трудоемкость в разы, исключая производство аммиака и выбросы вредных веществ.

Реализация результатов. Основные научные результаты составили основу режимов термической обработки и деформации коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей. На защиту выносятся:

1. Явления остаточной химической и структурной неоднородности большого слитка в штампованных полуфабрикатах, способы и рекомендации для снижения и управления неоднородностью.

2. Экспериментальные результаты наследственного влияния способа переплава на химический состав, структуру и свойства расплава стали двух переплавов (ЭШП и ВДП) перед кристаллизацией и уровень характеристик надежности в штампованных полуфабрикатов после закалки и старения.

3. Кинетика расслоения а(Ре-Сг-№)-твердого раствора при старении в интервале температур старения (375+475) °С.

4. Неоднородность текстуры горячекатаного подката (3,8+4,0) мм и экспериментальные результаты влияния холодной деформации на формирование структуры и фазового состава в холоднокатаных листах.

5. Способ закалки с регулируемыми параметрами тепловой стабилизации (РПТС) для выравнивания промышленных плавок по количеству остаточного аустенита в структуре и повышения стабильности уровня ударной вязкости на штампованных полуфабрикатах и технологической пластичности в холоднокатаных листах.

6. Технология получения тонкого (0,6 и 08 мм) холоднокатаного листа, однородного по структуре.

Апробация работы. Основные материалы по теме диссертации отражены в работах рецензируемых отечественных и зарубежных журналов и опубликованы в трудах Международных, Всесоюзных, российских конференциях, семинарах и симпозиумах: г.Киев (1977), г.Со1еЬо^ (1997);

г.Оттава (1981), г.Габрово (1994); г.Тамбов (1996); г.Судак (2000); г.Казань (2001); г.Пекин (2001); г. Загреб (2002); г. Тольятти (2003); г.Вологда (2005); г.Черноголовка (2006); г.Кисловодск (2006); г. Миасс (2007); на Школах металловедов-термистов (1998, 2000-2004, 2008, 2010); на Х1У-ХУ1 Петербургских чтениях (Санкт-Петербург, 2003,2005, 2006).

Отдельные результаты вошли в отчет РАН (2000 г.) "Важнейшие достижения в области естественных, технических, гуманитарных и общественных наук" и отчеты УрО РАН.

Материалы доложены и обсуждены на расширенных семинарах ИПМ УРО РАН (г. Ижевск, 2010г.), кафедры «Производство машин и механизмов» и кафедры «Технология металлов» ИжГТУ (Ижевск,2011 г.)

Личный вклад диссертанта состоит в выборе методик и отработке их применительно к цели исследования, постановке задач в работе как теоретических, так и прикладных. Основные экспериментальные результаты работы получены лично автором, а также совместно с исследователями ИПМ и ФТИ УрО РАН под руководством автора. При непосредственном участии автора проведены: исследования текстуры, теплофизических свойств расплава сталей, оптимизированы критерии выбора параметров тепловой стабилизации остаточного аустенита в КС МС сталях в УГТУ-УПИ (г. Екатеринбург); микрорентгеноспектральный анализ неоднородности структуры в институте Геологии (г. Екатеринбург); проведено опробование разработанных режимов в условиях ВСМПО (г. Верхняя Салда) и в ОАО «НИТИ «ПРОГРЕСС» (г. Ижевск).

Автор является одним из разработчиков: отраслевой методической рекомендации МР 54-27-73 (М: ВИЛС) по оценке состава двухфазных сталей мартенситного класса; методики электросопротивления для изучения распада переохлажденного аустенита в сталях мартенситно-аустенитного класса при отрицательных температурах.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, 5 глав, заключения, списка цитируемой литературы, содержащего 376 наименований, и 4-х приложений. Диссертация содержит 157 рисунков и 25 таблиц. Общий объём работы - 374 страницы.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы исследований; сформулированы цели и задачи работы; отмечено, какие из результатов получены впервые; приведены положения, выносимые на защиту; пояснена научная новизна и практическая ценность работы; приведен список конференций, на которых обсуждались результаты, отмечен вклад автора.

В первой главе приведен обзор экспериментальных и теоретических работ по теме диссертации, обозначены нерешенные задачи по проблеме нестабильности уровня ударной вязкости (КСи) при термической обработке КС МС, обсуждаются способы её ослабления и альтернативные решения с привлечением интенсивной пластической деформации как способа воздействия на структуру и критические температуры фазовых переходов.

Исследованию структуры и свойств исследуемых сталей посвящены труды Я.М. Потака, Е.С. Кагана, В И Козловской, Н.М Вознесенской, Л.В. Тарасенко, С.И. Бирман, Г.С. Кривоногова, Н.Г. Покровской, C.B. Грачева, Н.В. Звигинцева, Л.А. Мальцевой, С.Б. Михайлова и многих др.. Однородность свойств металла, определяющих качество продукции, обеспечивается, прежде всего, однородностью химического состава и структуры слитка. Предпосылки возникновения неоднородных свойств в прокате имеют также металлургический характер: химическая и структурная неоднородность, которые в процессе прокатки изменяются незначительно. Все формы химической и структурной неоднородности в большей или меньшей степени связаны с дендритной ликвацией, закономерности которой представлены трудами Голикова И.Н., Масленкова С.Б. и др. Не смотря на имеющиеся в качественной металлургии методы (переплавы, направленная кристаллизация, электромагнитное перемешивание и др.), химическую неоднородность исключить практически нельзя, поэтому в каждом конкретном случае, и особенно в высоколегированных сталях, кроме оценки степени неоднородности необходимо искать способы снижения её влияния.

В главе отмечено, что переход к менее легированным МС сталям различных видов переплава, содержащих углерода до 0,15% и более высокий уровень примесей, привел к проявлению различных видов хрупкости в КС МС сталях. В частности, Ti в малых количествах вводится в сталь для получения мелкого зерна при нагреве под закалку, однако при медленном охлаждении с температур горячей деформации и при высокотемпературных длительных отжигах он выделяется из твердого раствора в виде неконтролируемой "сетки" карбонитридов по границам зерен и ослабляет их ("тепловая хрупкость"). Исследованию 'Тепловой хрупкости" посвящены труды Л.Н. Белякова, Е.С. Кагана, В.Б. Спиридонова, B.C. Фридмана, O.K. Ревякиной, И.Н. Богачева, С.Г. Чернявской и др. Каковы температурные и временные интервалы выделения титансодержащих фаз, каков вклад в нестабильность KCU исследуемых сталей - вопросы, которые являются важным и актуальным моментом при производстве изделий из них.

Введение хрома в МС стали исключило проблему коррозии, но усилило неоднородность при термообработке в двухфазной («^-области и сделало опасными для использования интервалы температур старения, в которых развиваются "хрупкость-475°" и отпускная. Позитивное влияние обработки в двухфазной области на технологические свойства и их стабильность обобщено в работах Е.С. Махнева, В.Г. Азбукина, В.Н.Павлова, В.П. Вылежнева, Ю.Н Симонова, В.В. Рыбина. Разработаны комплексные подходы для решения проблемы повышения стабильности механических и технологических свойств.

В изучение "хрупкости-475°" в бинарных сплавах большой вклад внесли ученые Е.З. Винтайкин, Д.С. Каменецкая др., а в сталях -И.Н. Богачев, Н.Г. Шульга, Ю.О. Меженный и др. По мнению большинства исследователей проявление этого вида хрупкости в высокохромистых ферритных сталях, а также в ферритной составляющей двухфазных сталей,

обусловлено процессами расслоения в а-твердом растворе в силу наличия разрыва растворимости в системе Ре-Сг при низких температурах и носит двухстадийный характер. Первая стадия кратковременна (до 1 ч), обусловлена гомогенным выделением частиц типа Сг2К а степень охрупчивания определяется уровнем примесей, в частности, азотом (Л% и температурой старения. Для неё характерно снижение КШ, некоторое повышение твердости и порога хладноломкости. На второй стадии происходит непосредственно процесс расслоения твердого раствора с образованием высокохромистых комплексов.

Степень расслоения зависит от термодинамических констант сплавов системы Ре-Сг и влияния на них легирующих добавок. На скорость расслоения твердого раствора оказывает большое влияние его гомогенность, пластическая деформация, облучение частицами и др. и азот, благодаря которому первая стадия хрупкости будет более выражена и, инициируя развитие второй стадии, накладываться на нее. Известно, что процесс расслоения по хрому в исследуемых сталях также происходит, однако о нем не существовало кинетических данных.

Проблема обратимой отпускной хрупкости (ООХ) в исследуемых сталях практически не обсуждается в периодической литературе, так как стали используются после переплавов, которые значительно очищают сталь от вредных примесей и гарантированно обеспечивают их низкий уровень. Однако для анализа нестабильности КСи необходимо знать поведение стали при охлаждении в "опасном" интервале температур, в котором в тончайших слоях у границ зерен формируются концентрационные неоднородности в виде сегрегации примесей Р, ЯЬ, Аь и др. (Л.М. Утевский, Е.Э. Гликман). Количественной характеристикой склонности сталей к этому виду хрупкости является критическая температура Т^ . при которой металл переходит в хрупкое состояние без видимых структурных изменений необратимо. Целесообразным является установить закономерности изменения этой характеристики после режимов упрочняющей обработки (ТУО), влияния на них предварительной термической обработки (ПТО) и таких важных факторов, как примеси внедрения, которые вносят самые сильные искажения в кристаллическую решетку а-твердого раствора. Кроме того, необходимо выяснить какую долю в нестабильность КСи вносят переплавные процессы, величина зерна, остаточный аустенит.

Вопросы влияния интенсивной пластической деформации (ИПД) на структуру и свойства исследуемых сталей также актуальны. Специфика структуры, полученной ИПД, обусловлена внесенными зернограничными дислокациями (ВЗГД) (М.М. Мышляев) Представляло интерес выяснить, какие потенциальные возможности и, в частности, при термообработке, можно обнаружить в изучаемых сталях после ИПД путем холодной прокатки.

Для более глубокого понимания процессов, происходящих при термообработке в 30 на поверхности сталей, подвергнутых ИПД, отдельно

рассматривается физическая природа и особенности распределения элементов внедрения (углерода и азота) в решетке Бе и в сплавах Ре-Сг.

Анализ состояния вопроса по изучаемой тематике позволил сформулировать цель и основные задачи диссертационной работы.

Глава 2 «Фазовые превращения при термической обработке полуфабрикатов из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей,

анализ технологических факторов, способствующих снижению и проявлению нестабильности уровня ударной вязкости». Термическая обработка (ТО) полуфабрикатов из КС МС сталей усложнилась по сравнению с классическим «таге§^ зТеПэ» и состоит из

неоднократных предварительных отжигов (ПТО) и окончательной термоупрочняю-щей обработки (ТУО). Отжиги формируют структуру для последующего обезводороживания и стабилизируют свойства. ТУО заключается в закалке со стабилизацией или без неё и старении по меди (г-фаза) за счет дисперсионного твердения.

Проведенные исследования показали, что ПТО связана с особенностями протекания фазовых превращений. Введение Сг выявило новые охрупчивающие факторы: при нагреве в интервал отпуска и старения развивается химическая неоднородность по хрому (рисунок 2. 1), которая приводит к закреплению дислокаций, повышению твердости и порога хладноломкости Ты > в интервале температур (600+800) °С, происходит выделение по границам действительного зерна "сетки" специальных карбидов на основе соединения Сг23С6 с инкубационным периодом 20 мин (рисунок 2.2, справа)-, с феррохромом увеличилось количество дополнительных примесей внедрения (С,0,14) и вредных, которые обусловили 475-градусную, карбидную, тепловую карбонитридную-7г(ОУ) (рисунок 2. 2, слева) и, как следствие, вызвали нестабильность уровня ударной вязкости (КСи).

В интервале температур (600+800) °С, используемых для ПТО, при нагреве также происходит обратное мартенситное а—>у-превращение с образованием аустенита различной устойчивости: самый стабильный аустенит образуется в нижней половине этого интервала (самая низкая М„). С ростом температуры количество ревертированного аустенита увеличивается, при охлаждении часть его претерпевает прямое фазовое у-+а-превращение, которое сопровождается фазовыми напряжениями (аф).

Рисунок 2.1 - Кинетика образования

хромовых зон при старении в стали 08Х15Н5Д2Т

Фазовые напряжения, складываясь с напряжениями от выделения "сетки" из Т\(СЫ) и Сг2}С6 увеличивают вероятность снижения КСи.

Следовательно, наличие хрома, элементы внедрения и фазовые напряжения при ТО являются возможными причинами снижения КСи и проявления её нестабильности в исследуемых сталях. Кроме того, введение вакуумно-дугового переплава (ВДП) для особо ответственных изделий из-за неэффективности (12 % аустенита) обезводороживающего отжига при 520 °С (рисунок 2. 3) на полуфабрикатах из стали электрошлакового переплава (ЭШП) позволило снизить содержание диффузионно-подвижного водорода (ДПВ), но не решило проблемы склонности стали к хрупкому разрушению, а, наоборот, усилило нестабильность свойств: случаев несоответствия по характеристике КСи составило только в стали ВДП 40 %. В связи с этим, потребовалось более глубокое изучение кинетики фазовых превращений, как при термообработке, так и металлургической природы металла стали ВДП.

Рисунок 2.2 - Раздробленный карбонитрид и карбидная сетка по границам

ВРЕМЯ,часы

а б

Рисунок 2.3 - Кинетика образования (а) и морфология (б) остаточного" аустенита стали 08X15Н5Д2ТЭШП в интервале температур отжига

Чтобы понять на каком этапе производства закладывается эта нестабильность, прежде всего, было проведено исследование влияния способа переплава (ВДП и ЭШП) на химический состав, структурно-чувствительные свойства расплава и уровень механических свойств, в т.ч. сопротивление хрупкому разрушению -Т^" стали 08Х15Н5Д2Т, а затем

микрорентгеноспектральный анализ структуры на однородность по никелю и хрому. В связи с этим, глава 3 «Исследование металлургических факторов (химический состав, способ переплава, ликвационные явления по никелю, титану, элементы внедрения) и разработка режима обработки для повышения и стабилизации уровня ударной вязкости на штамповках из стали 08Х15Н5Д2Т вакуумно-дугового переплава» состоит из пяти разделов экспериментальных исследований структуры, физических и механических свойств, которые формируются не только термической и термомеханической обработкой, но и в значительной степени зависят от способа выплавки, степени чистоты металла по примесям и, в частности, от уровня газов (элементов внедрения). В первом разделе 3.1 «Исследование химического состава, теплофизических характеристик и структуры жидкого металла стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП и ВДП и их влияние на свойства» представлены результаты сравнительного исследования теплофизических характеристик расплава стали двух переплавов и их химического состава. Из таблицы 3.1 видно, что ВДП, не изменяя легирующих элементов в стали, удаляет газы-примеси внедрения такие, как кислород, водород, азот. Имеющиеся отличия в постоянных примесях и содержании углерода находится в пределах марочного. Значительно различаются переплавы по содержанию титана (77) и газонасыщенности. В частности, титан, окисляясь при ЭШП, остаётся на низком уровне в стали, тогда, как ВДП в меньшей мере изменяет его содержание по сравнению с открытой плавкой. Содержание Н2 уменьшилась в 2-10 раз, 02 - в 2 раза, по в 2-3 раза по сравнению с металлом ЭШП.

Таблица 3.1 - Химический состав стали 08Х15Н5Д2Т

Способ переплава Содержание элемента, %

С Мп Р Сг № Си Т| [0] [Н] [Н], см /100 г

ЭШП 0,07 0,59 0,007 0,017 0,45 14,05 5,33 2,03 0,03 0,0034 0,032 3,8

ВДП 0,05 0,4« 0,006 0,020 0,43 14,22 5,64 2,16 0,06 0,0017 0,011 1,67

О различном содержании газов, в частности, кислорода, и различной степени химической неоднородности расплавов свидетельствует и значительное отличие в уровне поверхностного натяжения (а), плотности (с/) кинематической вязкости (V) - рисунок 3.1. 1, а и б. На политерме у ВДП получено ветвление политерм, при этом значения вязкости после перегрева стали до температуры 1730 "С и последующего охлаждения становятся выше начальных величин и приближаются к значениям V в стали ЭШП. Наблюдаемый гистерезис вязкости металла ВДП возникает вследствие изменения структуры ближнего порядка в интервале температур (1600^-1630) °С, что проявилось в выраженном перегибе на температурной зависимости вязкости (рисунок 3.1. 1, а). Различие в величинах кинематической вязкости не является следствием колебания по химическому составу, а определяется степенью неравновесности металла, которая, в свою очередь, определяется условиями выплавки и кристаллизации.

Установлено также, что жидкий металл ВДП уже при температуре плавления обладает более низкими величинами плотности (d), электросопротивления (р), магнитной восприимчивости (х) по сравнению с металлом ЭШП. Характерной особенностью политерм магнитной восприимчивости при плавлении стали ЭШП является меньший скачок % по сравнению с металлом ВДП интервале температур (1400-1500) °С, в котором политермы электросопротивления свидетельствуют о необратимом изменении структуры расплавов. Прямым доказательством различия в структуре жидкого металла обоих переплавов является установленная в результате рентгеновского анализа разница в межатомных расстояниях Металл ВДП характеризуется большими расстояниями между атомами и, следовательно, меньшей d (рисунок 3.1.7,6 -кривая 2).

Таким образом, по характеру изменения теплофизических характеристик расплава этих сталей можно констатировать, что различие в свойствах закладывается уже на стадии выплавки. Наряду с химическим составом на свойства расплавленной стали 08Х15Н5Д2Т оказывает заметное влияние способ выплавки с присущими ему параметрами, которые определяют степень однородности и приближения расплава к состоянию равновесия. Различие в свойствах и в структуре жидкой стали отражается и на характеристике KCU образцов после кристаллизации (рисунок 3.1. 2),

О,

МДж/мг 1600 1500

1400 1300 1200 с/хЮ3, 1100 кг/м3

1400

1500 1600 а

1700 i,

1-ЭШП

2- ВДП

(°С

Рисунок 3.1.1- Политермы вязкости (у), поверхностного натяжения (о) и плотности (ф

расплава стали ЭШП и ВДП а) »-нагрев, + -охлаждение ВДП; о-нагрев и охлаждение ЭШП; б) » -нагрев и охлаждение ВДП; о - нагрев и охлаждение ЭШП. Другим металлургическим дефектом является полосчатость как результат дендритной ликвация никеля во время кристаллизации. Полосы представляют собой ликвационный аустенит с концентрацией никеля,

соответствующей марке стали, но на верхнем пределе. Если концентрация никеля вне полос (по данным микрорентгеноспектрального анализа) находится на уровне 4,5 % и мало изменяется при движении зонда на участке в 20 мкм, то в полосе ликвационного аустенита колебание по никелю составляет порядка 1 % (от 4,5 до 5,5 %). Проведение закалки слабо

Ух107, мг/с сМО3, кг/м3 КСи, МДж/м2

10.

ВДП ЭШП ВДП ЭШП ВДП ЭШП

Рисунок 3.1.2 - Сопоставление величин вязкости (v) и плотности (d) расплава и ударной вязкости (KCU) образцов стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов

изменяют эту разницу до 0,8-0,9 %. Длительные отжиги (по 20 ч) при температурах (490+550) °С усиливают неоднородность (1,5 %). Повышение температуры отжига до 650 °С снижает различие между максимальной и минимальной концентрацией никеля, а проведение двойного 6 ч отжига при 650 °С и последующего высокотемпературного нагрева на 1000 °С уменьшает это различие еще в 2,5 раза по сравнению с отжигами при 520 и 550 °С-содержание Ni при этом колеблется в пределах 0,6 % . Следовательно, неоднородность по никелю выровнять отжигами можно, но полностью исключить нельзя. Раздел 3.2 «Изменение фазового состава и ударной вязкости после термоупрочняющей обработки» посвящен исследованию структуры, фазового состава и свойств металла стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП и ВДП в твердом состоянии при нагреве и охлаждении в различных температурных интервалах. Величина зерна при нагреве под закалку с температур (950-Н000) °С одинакова и находится в пределах 7-8 балла. Однако в структуре металла ВДП наблюдается разнозернистость и ярче выражена склонность к росту зерна при нагреве: заметный рост зерна начинается уже с температуры 1000 °С, (рисунок 3.2. 1, кривая 2). Большую склонность к росту зерна можно объяснить меньшим количеством сдерживающих рост зерна дисперсных карбидов и нитридов титана в стали ВДП. Снижение элементов внедрения в твердом растворе стали ВДП (рисунок 3.2. 2) обусловило низкий уровень уош и KCU при температурах

нагрева (500+1050) °С (рисунок 3.2. 3) и, как следствие, после термоупрочняющей обработки (рисунок 3.2. 4).

Исследование склонности стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов к отпускной хрупкости при 3 ч старении (рисунок 3.2. 5) позволило выявить факторы, определяющие снижение КШ после термоупрочнения на максимум прочности, и оценить степень влияния каждого из них. Основными факторами являются: 1) способ переплава, 2) содержание титана, 3) температура аустенитизации, 4) режимы предварительной термической обработки, 5) режимы старения (I и г), 6) отсутствие или наличие уост.

Рисунок 3.2.1 - Влияние температуры закалки

на среднюю площадь зерна в стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов. 1-ЭШП, 2-ВДП

Рисунок 3.2.2 -Изменение пика Финкельштейна-Розина в зависимости от способа переплава в исследуемых сталях

Способ переплава. Температурные зависимости КСи=/(1стар) стали характеризуются наличием минимума в интервале температур (425+450) °С, положение которого определяется способом переплава (рисунок 3.2. 5). Различие в КС1) между переплавами наблюдается уже в вязком состоянии. Снижение ударной вязкости начинается с температуры 350 °С: в стали ЭШП оно составляет 1,6 МДж/м2, в стали ВДП-0,6 МДж/м2. Такое резкое изменение в значениях КСи сопровождается значительным изменением характера излома. Излом от полностью вязкого после старения при (300+375) °С видоизменяется до полухрупкого при температурах (425+450) °С. С 375 °С, теряет свою устойчивость ужт% количество которого с 6,5 % в вязком состоянии уменьшается до 4,5 % в хрупком. Испытания КСи после закалки, обработки холодом (ОХ) и последующего старения показали, что снижение количества укт вносит свой вклад в общее снижение КШ, но

определяющим не является. Аустенит является фоном, на котором развиваются процессы, ослабляющие а-матрицу (рисунок 3.2. 5, б). Режимы старения. Степень снижения ударной вязкости (ДКСи) стали исследуемых переплавов, оцененная по разнице КСи.-КСЦ, в вязком и хрупком состояниях в "опасном" с точки зрения понижения вязкости интервале температур (до 10 ч), свидетельствует, что уровень ДКСи стали ВДП значительно ниже, чем в стали ЭШП (рисунок 3.2. 6). Кроме того, в стали ВДП Д КСи монотонно увеличивается, а процессы, приводящие к охрупчиванию, в электрошлаковой стали протекают, в основном, за первые 3 ч. При дальнейшей выдержке до 10 ч увеличение Д КСи незначительно и происходит за счет снижения КСи в хрупком состоянии. Работа развития трещины КСУ после 3-х ч старения выше у ВДП металла (кривая 2). В то же время на плавках с высоким 77 склонность к отпускной хрупкости стали ВДП большая, чем у стали ЭШП (рисунок 3.2. 7). Температура аустенитизации. влияет на Д КСи через достигнутую гомогенность твердого раствора и в большей степени через величину зерна (рисунок 3.2. 1). В интервале (950-4050) °С проявляется влияние двух факторов - достижение более однородного раствора способствует уменьшению Д КС11 при отпуске при температурах (425^450) °С, а рост зерна действует в противоположном направлении. При температурах свыше 1050 °С рост зерна вносит более существенный вклад в Д КСи (рисунок 3.2. 8). Режимы предварительной термообработки, проводимые в (а-Ну)-области, в частности, для стали 08Х15Н5Д2Т имеют особое значение, т.к. их температуры отжига близки к температуре обратимой отпускной хрупкости. При охлаждении крупногабаритные полуфабрикаты довольно медленно проходят интервал развития этого рода хрупкости, а, следовательно, можно ожидать их усугубляющегося действия. Исследование влияния отжигов в двухфазной области, проводимых перед закалкой и старением, и их совокупности, показало, что качественных изменений в характер формирования КСи отжиги не вносят: положение интервала снижения КСи остается прежним, однако существенно увеличивается интенсивность снижения КСи по сравнению с образцами после закалки. Наибольшему снижению Д КСи стали ВДП способствует отжиг 520 °С, 50 ч (по сравнению с закаленным на 0,7МДж/м2), в стали ЭШП - совокупность отжигов: 750°С, Зч + 520°С, 50 ч + 660 °С, 6 ч, и их вклад в снижение составляет 0,5 МДж/м2.

Таким образом, проведенные исследования показали, что сталь ВДП характеризуется разнозернистостью, большей склонностью к росту зерна при нагреве, более высоким уровнем прочностных свойств после термического упрочнения по сравнению со сталью ЭШП. Однако, имея при этом более низкое количество ужт в структуре и низкий уровень КСи после закалки, сталь ВДП в меньшей мере склонна к снижению КСи при отпуске (на максимуме прочности работа развития трещины в 2 раза выше, чем в стали ЭШП) - рисунок 3.2. б, справа. Как управлять свойствами с учетом различия между переплавами в содержании Г/ в 2-4 раза стало предметом

раздела 3.3 «Влияние титана на сопротивление хрупкому разрушению при старении», в котором рассматриваются результаты влияния малых количеств содержания 77 (до 0,2 %), а также отношения титана к углероду (ТИС) на склонность к перекристаллизации, на количество /ост и уровень КШ после старения. Исследование структуры стали исследуемых плавок показало (рисунок 3.3.7), что рекристаллизация аустенита наиболее эффективно происходит при температурах (900-950) "С. Исключение составляют плавки с высоким 77 (рисунок 3.3. 7).

400 500 600 700

900 1000 1.°С

850 950 1050 1150 Т, °С

Рисунок 3.2.3- Влияние температуры нагрева на количество аустенита (Уост) и ударную вязкость (KCU) стали 08Х15Н5Д2Т

100 «г 90 ^ 80 5 70

о

S ео ? 50 40 30 20 10

ЮОО 1100 1200 1300 1400 0.2 0.6 1,0 1,4 1,8 2,2 2,4 МГ>а МДж/м2

Рисунок 3.2.4- Частота повторяемости значений а0Л а. и KCU в изделии из стали 08X15Н5Д2Т ЭШП (I) и ВДП (2) переплавов после термоупрочняющей обработки. ТУ: 950, 1250, 0,8 соответственно

Анализ показывает, что степень измельчения зерна с ростом содержания титана в плавках уменьшается; кроме того, этот параметр зависит от содержания углерода в твердом растворе. Максимальная степень

измельчения зерна наблюдается в плавках с 77 до (0,06-0,08) %, (рисунок 3.3.область А), в которых содержание углерода также максимально (область В). Начиная с 0,06 % 77, степень измельчения составляет <4 баллов (область В), а при 0,18 % и до 0,21 % 77 снижается до нуля. При этом углерод в твердом растворе практически отсутствует. От содержания 77 и отношения 77/С зависит также и склонность к росту рекристаллизованного зерна при нагреве и, чем выше эти величины, тем в большей степени она выражена (максимальна в плавке с 0,21 77). Аналогично изменяется и размер зерна от отношения 77/С: до более высоких температур сохраняется мелкое зерно при малых значениях Ть'С (рисунок 3.3.1, верхний).

В исследуемой стали в интервале температур старения (400-475) °С снижение ударной вязкости на плавках с одинаковым 77 обусловлено, во-первых, упрочнением а-матрицы мелкодисперсной Е-фазой по механизму дисперсионного твердения, во-вторых, возможным взаимодействием хромовых зон, кинетика образования которых будет показана ниже, с примесями внедрения, в частности с азотом, и, наконец, распадом укт.

2.8 2,4 2.2 2,0 1,8 1.6 1.4 1.2 1.0 0.8 0.6 0,4 0.2

/

- \ / Л 1

- ^!

- \1) ///

-

*.........> . —■ х .. -х-'5'

- -

, -

2.6

"Ъ 2.2

- /

X

ГУ "

- 11 •

- а

- I/

-

350 400 450 500

температура старения.

100 90 80 70 60 50 40 30 20 10

350 400 450 500

температура старения, °С

Рисунок 3.2.5- Влияние температуры старения на ударную вязкость (КС11), долю волокна в изломе и количество остаточного аустенита (у) с стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов. а - после закалки с 10ОО "С; б - а + обработка холодом при -70 "С; • - ВДП, х - ЭШП - КС1) и % Тост; ©,® - % вязкой составляющей ВДП и ЭШП соответственно. Продолжительность старения 3 ч.

Максимальное упрочнение достигается при температурах (425-450) °С, что соответствует максимальному снижению ударной вязкости, и при этом наблюдается наибольшая степень распада Уост- Как показали

исследования на плавках с различным содержанием 77, положение минимума КС и зависит от содержания 77 и с его увеличением сдвигается в сторону более высоких температур старения. Следует отметить, что размер зерна аустенита в структуре данных плавок после 1000 °С заметно различается (см. рисунок 3.3.1, верхний).

КСУ,

Рисунок 3.2.6- Влияние продолжительности старения на степень снижения А КС 11 и работу развития трещины (КСУ) при температурах максимального упрочнения стали 08X15Н5Д2Т двух переплавов: 1 - ЭШП и 2 - ВДП

7 8 9 10 время, час

Рисунок 3.2.7 - Влияние продолжительности старения при 450 "С на ударную вязкость (КСЦ) стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов 7-ЭШП, 2-ВДП (Т1=0,16)

1,2

С V > А

\ ___' У

850 1000 1050 1100 1150 1200 !,"С

Рисунок 3.2.8- Влияние температуры закалки на степень снижения A KCU стали 08Х15Н5Д2Тд«ух переплавов при температурах (425^450) °С. 1-ЭШИ2-ВД

[¡5 - содержание углерода в твердом растворе; - степень измельчения зерна

Рисунок 3.3.1 - Изменение размера зерна в стали опытной выплавки в

зависимости от температуры нагрева и содержания И в плавке (верхний) и влияние содержания титана и «свободного углерода» на степень измельчения зерна Цифры у кривых -

содержание титана

Влияние содержания 77 на уровень КСи после термообработки на максимум прочности неоднозначно Зависимости КСи, уж„ и № хрна = / (77, 77/С) имеют экстремальный вид с максимумом при значениях 7г=0,06 % и И/С=1 и свидетельствуют о наличии взаимосвязи между ударной вязкостью, размером зерна и количеством ужт после старения. Самая высокая ударная

вязкость получена после старения 450 °С на образцах плавки с 0,06 % 77 с максимальным содержанием у„„ при зерне, соответствующем 9-10 баллу. Плавки с крупным зерном и более низким содержанием уос„, имеют минимальную ударную вязкость.

Таким образом, титан влияет на структуру и свойства исследуемой стали через размер зерна и соотношение ук„, и мартенсита после закалки. В зависимости от содержания 77 и отношения 77/С в стали после старения формируется фазовая и структурная неоднородность и, как следствие, нестабильность уровня ударной вязкости.

кси,

МДж/м2 2,0 1.6 1,2 0,8

0,4 0

0,04 . 0,08 0,12 77,%

Рисунок 3.3.2 - Зависимость ударной вязкости (КСЦ) промышленной стали 08X15Н5Д2Т ВДП от содержания титана (Л)

Оптимальными условиями для формирования достаточного количества аустенита и мелкого зерна, гарантирующими получение высоких показателей сопротивления хрупкому разрушению, являются: содержание 77 не выше, чем 0,06%, отношение титана к углероду в плавке = 1 или близкое к 1, температура закалки Тзак=(950-1000) "С. Такое ограничение по титану способствует активной перекристаллизации, сохранению углерода в твердом растворе, обуславливая низкую Мн аустенита и высокий % остаточного аустенита.

Сделанные выводы были подтверждены проведенными в КБ Туполева испытаниями КСи с одновременным определением содержания 77 в изломах (рисунок 3.3.2). Требуемый уровень (0,8 МДж/м2) обеспечивается на плавках с содержанием 77 до 0,06 % (на этом же уровне находится и углерод в этих плавках).

Известно, что порог хладноломкости (7^) является количественной характеристикой склонности стали к ООХ и что примеси внедрения также значительно влияют на его положение. В связи с этим в разделе 3.4

I

□О 1

1

¡о

1 ? ^ Ь-сЪс

«Исследование порога хладноломкости» проведен анализ влияния переплавов ЭШП и ВДП на положение порога хладноломкости и характер сериальных кривых ударной вязкости в зависимости от режимов термообработки.

Исследуемая сталь не проявляет резкого перехода в хрупкое состояние в закаленном состоянии. Характер сериальных кривых стали обоих переплавов одинаков, различие в уровне КСи между переплавами связано с элементами внедрения, устойчивостью остаточного аустенита при понижении температуры и сохраняется до температуры (-100 °С).

Старение стали в интервале температур (350+475) °С выявляет у*™

(рисунок 3.4. 1 а и б). Начиная уже с температуры старения 350 "С, критическая температура вязко-хрупкого перехода имеет тенденцию к смещению в интервал более высоких температур. Порог хладноломкости в стали ЭШП проявляется более ярко, чем в стали ВДП переплава. При температурах (425+450) °С (максимального упрочнения) смещение достигает более 100 градусов.

В стали ВДП (рисунок 3.4. 1, б) такого резкого перехода в хрупкое состояние не наблюдается: сериальные кривые остаются пологими без выраженного порога. Исключением являются также температуры 425 °С и 450 °С, при которых порог у*^' находится около (-50 °С), а смещение порога

по сравнению с температурой 375 °С выражено несколько меньше, чем в стали ЭШП (рисунок 3.4.1, а).

Зависимость смещения у*™ имеет форму "носа", несимметричного относительно максимума смещения. Следовательно, происходящие в исследуемой стали процессы при отпуске и старении вносят свой вклад в охрупчивание в различных интервалах температур по-разному (рисунок 3.4.2). Максимум смещения у*™ соответствует интервалу

температур (425+450) °С, степень смещения определяется способом переплава (рисунок 3.4 2,1 и 2) и содержанием Ш в плавке (рисунок 3.4.2, 3).

Кроме того, установлено, что предварительные используемые в практике режимы термической обработки полуфабрикатов из КС МС сталей, не оказывают существенного влияния на характер сериальных кривых положение у^ ■ Обнаруженное в стали ЭШП увеличение доли ковалентной составляющей в структуре валентной полосы указывает на связь перехода с электронной структурой (рисунок 3.4. 3).

Таким образом, установлено, что сталь 08Х15Н5Д2Т ВДП, отличающаяся от стали ЭШП низким содержанием примесей внедрения, менее склонна к хрупкому разрушению при отрицательных температурах даже после старения на максимум прочности.

В разделе 3.5 «Моделирование фазового состава при охлаждении с высоких температур закалки, анализ влияния химического состава на состав фаз и уровень ударной вязкости в стали 08Х15Н5Д2Т ВДП и ЭШП» приведены результаты исследования фазовых превращений, показывающие что, как и во всех титансодержащих сталях, в исследуемой стали при замедленном охлаждении с высоких температур ~ (1200+1250) °С наблюдаются выделения по границам первичных аустенитных зерен карбонитридов титана, окислов и карбидов в виде "сетки".

При содержаниях титана до 0,1 % вес. "сетка" металлографически не

видна, при увеличениях *10 ООО она выглядит разорванной и представляет собой отдельные скопления карбонитридов. Выделяясь в различных температурных интервалах, названные выше фазы по-разному влияют на пластические характеристики и, в частности, на ударную вязкость. Зависимости KCU = f(t) в исследуемых сталях имеют два минимума - при (700+750) °С и при (900+950) сС, которые в стали ВДП выражены в меньшей степени (рис. 3.5.1, а).

Снижение этой характеристики при замедленном охлаждении от температуры 1200 °С рассматривается как следствие совместного не благоприятного влияния двух наиболее важных факторов: выделение карбидных и нитридных фаз по границам первичных аустенитных зерен и низкий уровень ужт в структуре стали (рисунок 3.5. 1,6). За снижение KCU при (700+750) °С ответственны карбиды и нитриды хрома, при (900+950) °С-карбонитриды титана.

Сравнительный анализ экспериментальных данных и термодинамического моделирования фазовых превращений в интервале температур (500+1200) °С показал, что вероятность выделений карбидных и нитридных фаз различна и зависит от температуры переохлаждения и способа переплава. С учетом кинетики выделения карбидов и нитридов было сделано заключение, что выделение этих фаз по границам зерен происходит в температурных интервалах, отмеченных на рисунок 3.5. 2 вертикальными штрих-пунктирными линиями: C/^jC« - при (620+800) °С, Cr2N- при (550+850) °С, a TiN- TiC в самом широком интервале при (550+950) °С.

Разный уровень KCU и аустенита в сталях ВДП и ЭШП обусловлен различием их химического состава, которое изменяет количественное соотношение выделяющихся фаз, их состав и содержание ухт. При одинаковом содержании хрома сталь, как ЭШП, так и ВДП имеет различное исходное количество Ti, С и N (таблица 3.5 и рисунок 3.5. 3, а).

Низкое исходное содержание титана в стали ЭШП обуславливает образование малого количества карбидов и нитридов титана (рис. 3.5. 2). При одинаковых скоростях выделения этих фаз в у твердом растворе остается больше азота и углерода в стали ЭШП, чем в стали ВДП. Это приводит к получению более высокого содержания уост в стали ЭШП во всей области исследуемых температур.

кси, МДж/м2

А У Т-■

Л / / У г ....... 1' \ 1

/ / / X I

У У 3/ л

к__

-130 -110 -90 -70 -50 -30 -10 +10 +30

Температура испытания, "С

1 - 350 "С; 2 - 400 °С; 3 - 450 °С; 4 - 475 "С

КСи, МДж/м2

Температура испытания, "С 1 - 375 °С; 2 - 400 °С; 3 - 425 °С; 4 - 450 "С; 5 - 475 °С

Рисунок 3.4.1 - Влияние температуры испытания на ударную вязкость стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП (а) и ВДП (б) переплава после старения

О

475

|

| 450 га

0 <В'

!

(D &

С

s

1

425 400 375 350

4J

: N

4 • |3 M

V / у Л

6 / / л у

b У* У*

У

1 ,0.5 ■ °

-150 -130 -110 -90 -70 -50 -30 -10 +10

Рисунок 3.4.2 - Влияние способа переплава, температуры старения и содержания никеля на положение порога хладноломкости в стали 08Х15Н5Д2Т. 1 - ЭШП; 2-ВДП ; 3 - ЭШП (N¡=0,24 %); 4 - Е-фаза; 5- вредные примеси; 6 - элементы внедрения+Cr зоны

ï / /Fe-C

кси,

Дж/см2

-133

т, °с

Рисунок 3.4.3- Отношение вкладов й-электронной плотности металлической оставляющей к ковалентной (а) и изменение КС11 в интервале температур вязко-хрупкого перехода (б). Сталь ЭШП

При температурах (85(Ь-1200) "С, когда еще нет выделений Сг2М (рисунок 3.5. 2), содержание аустенитной фазы в стали ЭШП в 2-3 раза больше, чем в стали ВДП, несмотря на то, что исходное содержание никеля в первой стали на 0,1 % меньше, чем во второй. Из рисунка 3.5. 3, а, б также видно, что разное содержание 77 и N в сталях определяет различное количество нитрида хрома. Анализ снижения КСи при температуре 700 °С и

термодинамический расчет показали, что Сг2Ы выделяется в стали ЭШП в ней в 7 раз больше, чем в стали ВДП (рисунок 3.5. 3,6) и приводит к более интенсивному снижению КСи (рисунок 3.5. 1, а). Вклад в снижение КСи после закалки от 700 °С дополнительно вносят нитриды титана.

Снижение КСи после закалки от (900+950)°С обусловлено выделением твердого раствора ТгС-ТМ, состав которого зависит от температуры. С понижением температуры при закалке в твердом растворе ИМ-ИС количество ТгЫ увеличивается по карбидно-нитридному механизму на первичных включе-500 ™ 900 1100 Т/С ниях 71С: [Щ+Т1С->П(С, А^-»

™ + С.

Рисунок3.5.1 -Изменениеударной еязкости(а) и остаточного аустенита (б) от температуры изотермической выдержки е стали 08Х15Н5Д2Т двух переплаеое: ВДП (1) и ЭШП (2)

Таблица 3.5 - Химический состав стали 08X15Н5Д2Т двух переплавов

Спосо б переп лава Содержание элементов в %

Сг N1 Си И Мп С N в Р

ЭШП ВДП 14,1 14,1 5,28 5,37 2,2 2,0 0,02 0,08 0,47 0,27 0,39 0,32 0,05 0,08 0,05 0,03 0,009 0,005 0,017 0,003

кси,

Мф, %

По степени вклада в снижение ударной вязкости выделяющиеся фазы можно расположить в последовательности (в порядке его уменьшения): сталь ЭШП — Сг23С6; Сг2М; Ж; сталь ВДП — Сг23С(; Ш; Сг2К Согласно расчетным данным, температура начала образования нитридов 777У и Сг2 N зависит от содержания азота: 777^ может образоваться в стали ЭШП и ВДП в присутствии уже 0,001% Ы, Сг2Ы в стали ЭШП - при 0,003 % Ы, в стали ВДП - при 0,02 % N. (рисунок 3.5. 4). Выделение азота и углерода из у-твердого раствора в виде карбидных и нитридных фаз приводит к уменьшению устойчивости

500 700 900 1100

аустенита и снижению уровня ударной вязкости.

Высокотемпературную сетку из карбонитридов титана возможно устранить быстрым охлаждением в воде, для низкотемпературной - критическая скорость охлаждения составляет 27 °/мин, что соответствует охлаждению на воздухе изделий сечением 60 мм.

Как уже ранее говорилось, за счет увеличения скорости охлаждения с температур деформации и закалки, подавляя выделение карбонитридных фаз, а также регулируя содержание таких легирующих элементов, как никель, титан и примесей внедрения в твердом растворе после закалки можно исключить снижение КСи полуфабрикатов из исследуемой стали и ее аналогов.

Рисунок 3.5.2 - Температурная зависимость массовой доли (Мф) фаз, образующихся в стали 08X15Н5Д2Т двух переплавов. ВДП - сплошные , ЭШП - пунктирные линии

Гц С; N. % 0,08

0,06

0,04

0,02

0

14 С

N

С N

I

II

0.3

0.2

0,1

У

У

4

Мф.% Сг»Сб_

1Д

о)

О,К 0.4

О

Сг2Ы

Ж

™

б)

Рисунок 3.5.3 - Соотношение элементов титана, углерода и азота в исходном химическом составе (а) и массовая доля (Мф), образующихся фаз при 700 "С (б) в стали 8Х15Н5Д2Т двух переплавов. ВДП-светлые столбики;

ЭШП - заштрихованные столбики

0,02 [И], "Л

Рисунок 3.5.4 - Зависимости количества СъН (сплошные линии) и Тич (пункт, линии) от содержания азота г стали 08Х15Н5Д2 Т ЭШП (а) и ВПД (6) при температурах: 1 - (500+700) °С; 2 - 900 "С; 3-1000 °С;

4-(500+1200) "С; 5 - (500+800) "С;

6 - (500+1000) "С; 7 -1200 °С; 8 -1000 "С

Имеющаяся зависимость ударной вязкости от содержания аустенита, количество которого в Ре-Сг-КЧ мартенситно-стареющих сталях может изменяться от 0 до 50 %, дает основание полагать, что через эту структурную составляющую (ее количество и свойства) можно также управлять вязкостью этих сталей. Как было установлено, сталь ВДП характеризуется низким содержанием элементов внедрения и, как следствие, низким уровнем остаточного аустенита после закалки. Ударная вязкость закаленной с 950 "С стали находится на уровне (1,2+1,3) МДж/м2 при содержании аустенита (2+5)%. После упрочнения стали в результате старения при (400+450) °С ударная вязкость снижается до значений (0,5+0,8) МДж/м2, что является недостаточным для обеспечения конструктивной прочности ответственных изделий.

В связи с этим, в разделе 3.6 «Разработка режима тепловой стабилизации аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т вакуумно-дугового переплава» с целью повысить уровень КСи после упрочняющей обработки использовали стабилизацию аустенита при прямом мартенситном у->а-превращении в сочетании с термической стабилизацией (ТС), в основе которой лежит явление деформационного старения холоднодефор-

мированных сталей. Стабилизацию проводили по схеме (рисунок 3.6.1), которая включает в себя задержку процесса у->а-превращения в интервале (Мн-гМ„) при температуре Т, в течение времени Т! с последующим незамедлительным отпуском при (250+350) °С - Т2 за время т2. Температура Т1 является определяющим параметром (50 % полноты у—»«-превращения и максимум фазового наклепа). Параметры т1т2 соответствуют минимуму затухания у—>а-прсвращения. Изменяя Ть Т2, можно регулировать количество ужт в сталях от 0 до 40 %, нивелируя влияние неоднородности по титану и никелю за счет оптимального количества (~ 20 %) у,хт и обеспечивая тем самым стабильность КСи.

В таблице 3.6.1 приведено количество остаточного аустенита в зависимости от марки стали, условий проведения закалки при оптимальных параметрах для каждой стали. Видно, что максимальная стабилизация аустенита достигается в сталях с большим количеством элементов внедрения, чем в стали ВДП. При опробовании этих условий на материале горячекатаных плит из стали ВДП зафиксировано 25 % в структуре 25 % У от (таблица 3.6.2). Очевидно, что формирование до 25 % стабильного аустенита позволяет увеличить пластические характеристики стали после закалки без существенного изменения прочностных и почти сохранить их после старения.

Аналогичные результаты получены при опробовании режима тепловой стабилизации на крупногабаритных полуфабрикатах из исследованных сталей. В качестве примера в таблице 3.6.5 приведены фазовый состав и свойства после технологических режимов обработки штамповок из стали ВДП после термоупрочнения при закалке с механической стабилизацией во время у-»а-превращения в сравнении с закалкой с комбинированной (механической+термической) стабилизацией. Эффект повышения КСи в сталях 1Х15Н5АМЗ и 08Х15Н5Д2Т ЭШП также более выражен.

Таким образом, разработан режим закалки с регулируемыми параметрами тепловой стабилизации остаточного аустенита (РПТС), применение которого позволило управлять уровнем механических свойств полуфабрикатов, не изменяя температуры закалки, а при условии выбора параметров поплавочно или по партиям (в зависимости от температуры М„) значительно стабилизировать уровень КСи. Освоение нового режима на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2ТВДП позволило на основе статистических данных сделать вывод, что ударная вязкость в

Рисунок 3.6.1 - Схема проведения тепловой стабилизации остаточного аустенита в исследуемых сталях с М„ выше

изделии повысилась на (0,2+0,3) МДж/м2. Кроме того, режим закалки с РПТС, снижающий влияние неоднородности по фазовому составу, эффективно исключает отрицательное влияние на уровень КСи карбидных и нитридных фаз, выделяющихся при охлаждении в двух выше названных интервалах (рисунок 3.5.У).

Таблица 3.6.1 - Количество аустенита в коррозионно-стойких сталях в зависимости от условий закалки

Режим Сталь Аустенит, %

Закалка Закалка+стабилизация

обр. хол. вода обр. хол. вода

08Х15Н5Д2Т ВДП 0 2 5 13

08Х15Н5Д2Т эшп 0 4 24 31

1Х15Н5АМЗ 18 40 42 46

Таблица 3.6.2 - Влияние стабилизации на механические свойства и фазовый состав стали 08X15Н5Д2ТВДП после закалки и старения

Режим Без старения Со старением, 450 "С, 2 ч Уось %

МПа ов, МПа 5, % V, % кси, МДж/м2 МПа ов, МПа 5, % % кси, МДж/м2

950 °С, 1 ч - вода 850 1155 12,2 54,5 1,25 1100 1250 14,8 62,0 0.85 2

950 °С-> 100 °С, 1 ч—1-250 "С, 2ч- вода 830 1120 17,0 65,5 1,35 1035 1305 19,5 63,4 1.05 25

ТУ: 950 1250 12 55 0,8

Таблица 3.6.3 - Влияние режима стабилизации на фазовый состав и свойства штамповок из стали 08X15Н5Д2ТВДП

Режим термической обработки Механические свойства

^0,2, МПа МПа V. % 5, % кси, МДж/м2 ксиср, МДж/м2 Тост» %

660 "С, 6 ч, воздух 660 °С, 6 ч, воздух 1000 °С, 1ч, вода 40 °С 450 °С, 2,5 ч, воздух образцы 1120 1278 63,5 12,4 1,06 1,02 3

1060 1289 63,2 14,4 1,01

1185 1298 62,4 16,0 1,00

штамповки 1065 1310 59,0 18,0 0,91 0.92

1056 1310 59,7 18,0 0,93

660 °С, 6 ч, воздух 660 °С, 6 ч, воздух Тз=1000 "С, 1 ч,->вода 40 °С=ТЬ Т[=20 мин-»Т2=300 "С, Т3=1,5 ч, воздух. 450 "С, 3 ч, воздух образцы 1100 1267 63,0 16,0 1,12 1,34 9

1090 1273 64,4 17,2 1,15

1178 1272 64,8 18,4 1,75

штамповки 1073 1293 61,7 19,2 1,15 1.14

1043 1288 61,4 20,0 1,14

ТУ 950 1250 55 12 0,8

В главе 4 «Опробование режима закалки с РПТС на горячекатаных листах из стали 08Х15Н5Д2Т открытой выплавки, разработка технологии производства холоднокатаных листов с однородной структурой и высокой технологической пластичностью» комплексом методов были исследованы закономерности изменения структуры, фазового состава, текстуры и деформируемости стали после режимов обработки на различных этапах технологической линии производства тонких листов. Установлено, что на качество листов и на свойства металла стали 08X15Н5Д2Т оказывает влияние практически вся совокупность технологических приемов: при существующем процессе производства листов металл частично теряет технологическую пластичность не только при деформации, но и на таких операциях, как закалка, отжиг, травление, при которых формируется неоднородность и, как следствие, появляются разного рода напряжения, которые и являются причиной потери плоскостности листов при термообработке и низкой пластичности при холодной деформации.

Сильные остаточные напряжения возникают из-за разнородности текстуры структурных составляющих (мартенсита и аустенита) исходного горячекатаного металла, приводящей к неоднородности пластической деформации и неодновременному протеканию у-»а-превращения в различных объемах листов при закалке и при холодной прокатке; из-за концентрационных неоднородностей в результате перераспределения никеля и хрома в двухфазной (а+у)-области при длительном отжиге, которые вызывают существенное изменение коэффициента расширения; из-за упрочнения (-12 %) металла листа при травлении в горячей щелочи при температуре 420 °С.

Неоднородность текстуры горячекатаных листов толщиной (3,5-4,0) мм проявляется в значительном различии упрочнения наружных и центральных слоев листа (рисунок 4. 1, а). В наружных слоях листов в области обжатий ((К20) %, соответствующих превращению Уост в мартенсит деформации, каких-либо заметных изменений в текстуре мартенсита не происходит, а в средних слоях изменение соотношения между текстурными компонентами наблюдается уже на начальных стадиях деформации (рисунок 4. 2, а, б). Активное формирование текстуры холодной деформации мартенсита в средних слоях начинается одновременно при е > 45 %, в то время как в наружных слоях это наблюдается только при б >60%. Это хорошо согласуется с зависимостями микротвердости нц=/ (е) (рисунок 4.1, 6).

Для снижения остаточных напряжений и повышения однородности структуры листов из технологии исключен длительный отжиг при 650 °С, закалка заменена на разработанный для штамповок режим закалки с РПТС, травление в горячем травителе - на кислотное при 75 °С, введена холодная деформация с обжатиями £=(40-50) %, с обязательным последующим рекристаллизационным отжигом при 950 °С (рисунок 4.2).

При опробовании закалки с РПТС на 3-х плавках горячекатаных листов были получены положительные результаты: аустенит, стабилизированный при температуре 350 °С, показал не худшую устойчивость к деформации по сравнению с аустенитом ревертированным, полученным при отжиге по старой технологии, пластифицирующий эффект от у->а-превращения во время холодной деформации при наличии ревертированного аустенита выражен несколько меньше.

С учетом результатов проведенных исследований разработан новый вариант технологии получения листов, который обеспечил: 1) более качественную смотку полосы в рулон при загрузке металла в шахтные печи и прогладке на стане; 2) однородный в структурном отношении лист толщиной (1,5+2,0) мм с высокой технологической пластичностью, который может служить наилучшей заготовкой для получения тонкого листа (0,6-Ю,8) мм с коэффициентом штампуемости, превышающим имеющийся в (1,2*1,5) раза; 3) сокращение трудоемкости термических операций и травления.

Н,„

, МПа 3000

2900

2800

2700

_L

Л о

/

/

t

1,5 1,0 0,5 0 0,5 1,0 1,5

расстояние от среднего слоя, мм

Р, отн. ед 5

4

3

г 1

а 1

{20

/ 1

ь иГ

10}

4000

3500

3000

1 _ ____ —-* б

? ---о

20 40 60 80 с, %

Рисунок 4.1 - Распределение микротеердости по толщине образца стали 08X15Н5Д2Т, прокатанного обжатием в 12% (а), зависимость микротеердости холоднокатаных листов из этой же стали от степени деформации (б). Hex. сост: толщина подката 2,0 мм. 1 - отжиг 950 "С, 15 мин;

Рисунок 4.2- Зависимость полюсной плотности (110/, {200} и {211} мартенсита в холоднокатаных образцах из стали 08Х15Н5Д2Т от степени деформации. а - наружный слой, б-средний слой

В главе 5 «Разработка способа и технологии получения азотистого аустенита в поверхностных слоях холоднокатаной фольги из коррозионно-

стойких мартенситно-стареющих сталей» приведены результаты исследования структурных и фазовых превращений, происходящих в стали 08Х15Н5Д2Т после ИПД путем холодной прокатки (ИПД ХП), а также результаты моделирования фазового состава и растворимости азота воздуха при высокотемпературном нагреве в замкнутом объёме (30) с воздухом. Внешнее воздействие (99 %) путем холодной прокатки на сталь 08Х15Н5Д2Т, находящейся в состаренном состоянии, позволило получить фольгу толщиной 30 мкм без промежуточных отжигов и реализовать в ней твердость, в 12 раз превышающую таковую после старения на максимум прочности.

Кроме того, на материале фольги установлено, что ИПД ХП формирует в 3 раза большее количество остаточного аустенита после закалки (рисунок 5. 1,а) по сравнению с таковой после горячей прокатки, ускоряет распад а-твердого раствора по хрому при старении (рисунок 2.1 и 5. 2, б, 5). Стадия выделения обогащенных хромом зон предшествует образованию ревертированного аустенита при старении (рисунок 5.2, б, 4) и, по всей вероятности, является одним из факторов снижения критической температуры Ан обратного мартенситного а-> у-превращения (ОМП) в интервал температур старения (до 400 °С). Снижение критических точек ОМП способствует получению нового структурного состояния: наличие стабильного аустенита в упрочненной а-матрице может снизить охрупчивающее действие хромовых зон при старении и уменьшить склонность стали к хрупкому разрушению после старения.

Влияние закалки в замкнутом объёме (330) на фазовый состав фольг из холоднокатаных сталей и сплавов исследовано с помощью комплекса физических методов и термодинамического моделирования. Процессы, происходящие на границах раздела "сплав/воздух" и "сталь/воздух" во время нагрева под закалку, изучены сначала на модельных сплавах Ре-Сг, а затем в сталях. Методом расчета равновесного состава гетерогенной системы при максимальной энтропии (Б™,*) моделировался процесс окисления, методом расчета растворимости азота в у-твердом растворе описывался процесс азотирования. Воздух рассматривался в качестве химически активной окислительной и азотирующей среды. Обработка моделей производилась с помощью программного пакета «АСТРА-4» для высокотемпературных равновесий. Моделирование позволило оценить содержание хрома, никеля в высокотемпературной у-фазе и давление азота в газовой среде после окисления (С№, ССг, Рш)> на основе которых рассчитывалась растворимость азота по уравнению изотермы абсорбции Вагнера с применением параметров взаимодействия первого порядка, оценивающих влияние хрома и никеля.

Установлено, что в результате взаимодействия с воздухом во время закалки в 30 (кварцевой ампуле) на поверхности фольг из ферритных сплавов Ре-Сг образуется оксидная пленка, состоящая из окислов Сг и Ре, структура и количество которой зависят от температуры закалки, давления воздуха в 30 (Р) и состава сплава. В случае рыхлой структуры пленки и

отсутствия шпинели происходит абсорбция азота воздуха с образованием азотистого аустенита количество которого после закалки изменяется через максимум в зависимости от давления воздуха в 30.

Г, %

М„К

в)

б)

с№ % 0.24 380 400 420 440 460 480

Рисунок 5.1 - Влияние температуры старения на: а - количество аустенита (у); б -мартенситную точку (М„) в стали 08ХНН5Д2Т. Точки на оси ординат - значения величин после закалки с 1000 "С (20 мин) в замкнутом пйъёмя 1- нылепжкя 1 ч- ? и П- я ч- 1 и ?-лянныр ягр- Мн и Мк - температуры

Рисунок 5.2 - Влияние продолжительности старения при температурах: 400 "С (1), 425 °С(2) и 475 °С (3) на фазовый состав (а), начало образования ревертироеанного аустенита (4 б) и хромовых зон (5 б) в стали 08Х15Н5Д2Т. Точка на оси ординат рис. (а) - значения величин после закалки в замкнутом

объёме

Положение максимума определяется также содержанием хрома в сплаве и растворимостью азота (Си) в высокотемпературной /-фазе (рисунок 5.3). При этом параметр решетки /-фазы увеличивается пропорционально содержанию азота в сплаве, а-фаза приобретает тетрагональность как в сплавах, так и в стали (рисунок 5. 4).

Оптимальные условия для абсорбции азота воздуха в высокотемпературной /-фазе и формирования после охлаждения стабильного азотистого аустенита в сталях различны и существенно зависят от Р воздуха, его количества [отношения массы воздуха к массе образца (т/ттв)], легирования, а количество уи изменяться в пределах от 0 до 100 % (рисунок 5. 5). Варьируя при низких значениях давления воздуха количеством растворенного в у -фазе азота, закалкой в замкнутом объёме можно изменять фазовый состав и свойства сталей, легированных элементами, имеющими повышенное сродство к азоту.

Рисунок 5.3 - Диаграмма растворимости N в сплавах Ре-С г (0^22) % при температуре 1273 К

-. в,"

Рисунок 5.4 - Линии (211) „ и (112) ц

мартенсита в стали 08Х15Н5Д2Тс 0,12 % азота

после закалки в замкнутом объёме при т/т„=0,04

На основе установленных закономерностей изменения растворимости азота воздуха в высокотемпературной у-фазе и формирования фазового состава после закалки в условиях замкнутого объёма разработан новый способ термической обработки для получения у^ в железо-хромистых сплавах и сталях (патент № 2184175), который положен в основу технологии высокотемпературного азотирования азотом воздуха (ВТААВ). Отличительной особенностью ВТААВ является изменение давления газовой

среды, в частности, воздуха, в процессе высокотемпературного нагрева, которое наглядно представлено схемой на рисунке 5. 6. Задаваемое давление

Г.%

юо т 80 60

40 -■ 20 ■■ 0

•

ВНС2 х15 д ЭП56

0 0,0008 0,0025 0,005 0,01 0,02 0,035 Знак ♦ на оси ординат: закалка из вакуума 10*4

Р, МП а

Рисунок 5.5 - Влияние давления воздуха на количество аустенита в сплаве XI5 и сталях ЭП56 (15Х16Н4Б), ВНС2 (08Х15Н5Д2Т)

воздушной атмосферы (Рисх) в данном объеме при нагреве возрастает до Р£ (точка 1), когда кислород воздуха полностью прореагирует с поверхностью образца, образуя устойчивые оксиды, давление в системе снижается до Р№ (точка 2). Далее происходит абсорбция азота образцом, при этом давление азота снижается на величину ДР№ до Р'Н2(точка 3), при давлении Р'м2 наступает устойчивое равновесие между растворенным и газообразным азотом. Для случая, когда абсорбции N не происходит из-за образования на поверхности шпинельной фазы, величина давления РЫ2 не изменяется (точка 3). Охлаждение приводит к резкому падению давления азота (Рк).

Р

р.

1

/74

А

Рисунок 5.6- Схема изменения давления при термообработке в замкнутом объеме

Технология предназначена для создания покрытий из устойчивого азотистого аустенита и может быть использована для получения однофазного ^ структурного состояния в изделиях с тонким

сечением. Так как в данной разработке в качестве азотирующей среды используется воздух, процесс азотирования является экономически выгодным и простым в исполнении. Использование азота воздуха также позволяет

получать значительную экономию по дорогостоящему дефицитному Ni при создании аналогов коррозионно-стойкой стали. Дополняют преимущества данной разработки отсутствие отходов и агрессивной среды, сохранность окружающей природы. Кроме того, исходное давление воздушной среды замкнутого объема, в котором происходит диффузионное насыщение азотом, ниже атмосферного, задается при комнатной температуре, что снимает необходимость его контроля непосредственно в процессе термической обработки.

Основные результаты и выводы

1. Изучена природа, выявлены причины нестабильности уровня ударной вязкости и низкой технологической пластичности в крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т, которые обусловлены участием как наследственных, так и приобретенных при термомеханической обработке факторов и которые приводят к неоднородности структуры, фазового состава и свойств на всех этапах технологического передела (переплавы, горячая деформация, термическая обработка, холодная деформация и др.).

2. Исследована химическая и структурная неоднородность металлургического характера, которая проявляется в виде нестабильности химического состава по никелю, титану и сопровождается наличием ликвационного аустенита в структуре штампованных полуфабрикатов (полосчатость), разнозернистостью, различной склонностью к росту зерна при нагреве, фазовой неоднородностью (соотношение аустенита и мартенсита). Экспериментально доказано, что двойной предварительный отжиг, применяемый в технологии ТО штампованных полуфабрикатов, снижает неоднородность в ликвационной зоне по никелю на 40 % за счет межфазной диффузии в (а+7)-области.

3. Установлено влияние электрошлакового и вакуумно-дугового переплава на химический состав, структурно-чувствительные характеристики расплава, выявлена наследственная связь кинематической вязкости и и плотности d с уровнем ударной вязкости. Кристаллизация расплава с низкими значениями о и d стали ВДП обусловливает уменьшение ударной вязкости в два раза по сравнению со сталью ЭШП. На атомном уровне показано, что структура расплава стали ВДП неравновесна перед кристаллизацией, характеризуется гистерезисом структурно-чувствительных характеристик (кинематической вязкости, электросопротивления), низкими значениями плотности и большими межатомными расстояниями по сравнению со сталью ЭШП и неоднородна по титану. Показано, что вакуумно-дуговой переплав, снижая уровень газов-аустенитообразователей (азота, водорода), формирует после термоупрочняющей обработки малое (0-5) % количество остаточного аустенита в структуре.

4. Установлены температурные и временные зависимости изменения ударной вязкости в интервале температур отпуска и старения (375-475) °С и построены сериальные кривые ударной вязкости стали двух переплавов, из которых следует, что, несмотря на низкий уровень остаточного аустенита и

ударной вязкости после закалки, сталь ВДП более надежна после 1,5 ч старения на максимум прочности (425+450) °С (работа развития трещины КСУ в 2 раза выше по сравнению со сталью ЭШП) и что процессы, влияющие на снижение ударной вязкости, развиваются гораздо медленнее и не имеют ярко выраженного характера, как в стали ЭШП, в которой уже за

первые 2,5 ч старения степень снижения ДКСи достигает величины порядка 1,65 МДж/м2 и независимо от количества остаточного аустенита определяется элементами внедрения, которых в стали ЭШП в 2-3 раза выше. Показано, что вязко-хрупкий переход (порог хладноломкости- Т1™) в стали обоих переплавов после закалки происходит плавно, без выраженного порога, старение в интервале температур (400+475) °С выявляет порог, резкость его проявления зависит от температуры старения и она максимальна в стали ЭШП при (425+450) °С. Добавка никеля в сталь ЭШП в количестве ~0,25 % эффективно снижает порог и склонность стали к хрупкому

разрушению при понижении температуры.

4. Установлены закономерности изменения уровня ударной вязкости в зависимости от содержания титана в плавке в пределах (0,02+0,20) % и отношения титана к углероду после старения на максимум прочности. Показана роль "свободного" углерода (в твердом растворе) в перекристаллизации стали. Установлены пределы легирования стали титаном: допустимое содержание титана в плавках должно составлять не выше 0,1 %, а отношение титана к углероду быть близким к 1 ед. Это условие позволяет максимально сохранять азот и углерод в твердом растворе, обеспечивая в структуре мелкое зерно (9+11 балла), высокое (24%) содержание остаточного аустенита и необходимый уровень ударной вязкости.

5. Теоретически и экспериментально установлено, что разнородность плавок по титану определяет неодинаковое количество вторичных фаз, выделяющихся в интервале температур (1200+500) °С при замедленном охлаждении с высоких температур нагрева в виде карбидов и пленообразных карбонитридов. Выполнена количественная оценка влияния содержания титана, элементов внедрения (азота и углерода) на состав фаз и их массовую долю. Состав карбонитридов, представляющий собой твердый раствор СПЫ-ИС), не постоянен, зависит от температуры переохлаждения. При температуре 950 °С соотношение нитрида и карбида в них составляет 62:1 в стали ЭШП и 45:1 в стали ВДП. С понижением температуры твердый раствор обедняется карбидом и при 700 °С практически состоит из ИЫ, а углерод при этом связывается только с хромом, образуя карбид Сг2зС6. Карбонитриды образуют на границах первичного аустенитного зерна "сетку" и, являясь концентраторами напряжений, снижают ударную вязкость. Степень развитости "сетки" и непостоянство состава фаз диктует нестабильность характеристики ударной вязкости. Критическая скорость охлаждения для сечений порядка 60 мм составляет 270/мин.

6. Изучена неоднородность по хрому в интервале температур (300+500) °С, возникающая в результате распада а(Ре-Сг-№)-матрицы на два твердых раствора различной легированное™ до образования зон чистого хрома, размер которых в исследуемой стали достигает не более ~5 нм. Кинетика выделения зон имеет С-образный характер с минимумом инкубационного периода при 475 °С. Внесение напряжений во время эксплуатации, деформация ускоряют распад твердого раствора. Хромовые зоны вызывают закрепление дислокаций, повышают твердость, порог хладноломкости, а также, взаимодействуя с атомами азота и углерода, приводят к снижению сопротивления стали ударным нагрузкам.

7. Выявлена неоднородность текстуры мартенсита и аустенита, а также распределения твердости по толщине листа из стали открытой выплавки после горячей и холодной деформации. Установлено, что причина потери плоскостности листов при термообработке и высокого сопротивления при холодной деформации заключается в высоких остаточных напряжениях, возникающих из-за разнородности текстуры мартенсита и аустенита исходного металла; из-за концентрационных неоднородностей, формирующихся при отжиге в двухфазной (а+7)-области; из-за упрочнения металла листа (~ 12 %) при горячем травлении. Показано, что текстурную неоднородность исходного горячекатаного листа можно исключить ведением холодной деформации с обжатиями на (40+50) % и последующим рекристаллизационным отжигом.

8. Научно обоснован режим закалки, отличный от используемого регулируемыми параметрами тепловой стабилизации, который позволил формировать остаточный аустенит в количестве, необходимом для снижения негативного влияния как металлургических, так и технологических факторов на уровень ударной вязкости в штампованных полуфабрикатах.

9. На основе результатов проведенных исследований:

- Решена проблема нестабильности ударной вязкости и низкой технологической пластичности на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т. Разработанные режимы стабилизации (при термической обработке и деформации) позволили снизить влияние неоднородности химического состава выравниванием плавок по фазовому составу, исключить влияние температурных интервалов, в которых неизбежно развивается структурная и фазовая неоднородность, повысить уровень ударной вязкости на (0,2+0,3) МДж/м2 на штамповках из стали ВДП переплава, а также устранить причины, вызывающие высокие остаточные напряжения в листах на стадии их подготовки к холодной деформации и во время её проведения.

- Разработана промышленная технология получения холоднокатаных листов толщиной 1,5 и 2,0 мм с однородной структурой и высокой технологической пластичностью, позволившая уменьшить брак по поверхностным дефектам, улучшить плоскостность листа, увеличить выход годного на 30 % и коэффициент штампуемости листов 0,6 +0,8 мм в 1,2-1,5 раза.

10 Установлено повышение пластичности стали при интенсивной пластической деформации путем холодной прокатки. При этом в фольге толщиной (20+40) мкм реализована твердость в 5 ГПа (510 кг/мм2), что в 12 раз выше, чем после закалки и старения на максимум прочности. На полученной фольге разработан способ получения азотистого аустенита без образования нитридов в структуре сталей 08Х15Н5Д2Т и 15Х16Н4Б, основанный на увеличении растворимости азота воздуха в ^железе при закалке в замкнутом объёме (30) (патент 2184175 РФ, МКИ С 23 С 8/28). Установлены критерии стабилизации азотистого аустенита, определены режимы насыщения азотом по температуре (800+1200) °С, давлению (0,01+0,1) МПа и количеству воздуха в 30 т^т^ (0,03+0,9) ед.

Разработана технология обеспечивает получение азотистого аустенита без образования карбидных и нитридных фаз в слоях глубиной до 25 мкм, снижает трудоемкость и исключает загрязнение окружающей среды, экономически выгодна и применима в любых производственных циклах в качестве термической, химико-термической обработки. 11. Опробование технологии на ОАО «НИТИ «ПРОГРЕСС» обеспечило получение поверхностных слоев до 40 мкм, а предлагаемый вариант исполнения технологической схемы с закалкой в замкнутом объёме с низкими значениями давления воздуха (до 1 атм) будет использован в технологических процессах термической и термомеханической обработки изготовления ответственных деталей для изделия 3M-30 и др., а её параметры могут служить прототипом для создания экономичных промышленных установок и новых технологий.

В Приложениях приведены нестандартные методики исследований, которые не нашли отражение в тексте диссертации, и акт опробования результатов диссертационной работы.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Издания, рекомендованные ВАК:

[1] Михнева, Т.М. Построение диаграммы распада остаточного аустенита в стали мартенситно-аустенитного класса методом резистометрии / Т.М. Махнева, Е.С. Махнев, С.Ф. Савченкова, М.В. Савченкова // Заводская лаборатория. Диагностика материалов М.: Машиностроение. 2002. Т.68, №11. С.33-36.

[2] Гончарова, Н.В. Методология исследования фазовых превращений в сплавах Fe-Сг в области высоких температур / Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева // Заводская лаборатория. Диагностика материалов М. : Машиностроение. 2005. Т.71, № 3. С.33-36.

[3] Махнева, Т.М. Влияние термообработки в замкнутом объёме на фазовые превращения и устойчивость аустенита в холоднодеформированой высокопрочной стали 08Х15Н5Д2Т / Т.М. Махнева, Н.В. Гончарова // Вестник ИжГТУ. 2007. №4. С.135-137.

[4] Махнева, Т.М. Фазовый состав подвергнутой интенсивной пластической деформации стали марки ВНС2 после закалки и старения в замкнутом объёме (ЗО) / Т.М. Махнева, В.Б. Дементьев // Вестник ИжГТУ. 2009. №4. С. 54-58.

[5] Махнева, Т.М. Оптимизация способа тепловой стабилизации дополнительного количества аустенита в структуре ВНС стали / Т.М. Махнева, С.Б. Михайлов, В.Б. Дементьев // Вестник ИжГТУ. 2009. №4. С. 49-53.

[6] Махнева, Т.М. Влияние способа переплава на структуру и свойства стали ВНС2 / Т. М. Махнева, В. Б. Дементьев // Вестник ИжГТУ. 2010. №1. С. 4-9.

[7] Махнева, Т.М. Технология азотирования высокопрочных нержавеющих сталей с нанокристаллической структурой / Т.М.Махнева, В.Б. Дементьев, Н.В. Гончарова // Вестник ИжГТУ. 2010. №1. С. 26-29.

[8] Патент 2184175 Российская Федерация, МКИ С 23 С 8/28. Способ термической обработки для формирования аустенита в железо-хромистых сплавах / Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева; Ижевск, ИПМ УрО РАН. № 2000121713; заявл. 14.08.2000; опубл. 27.06.02, Бюл. №18.

[9] Махнева, Т.М. Моделирование фазовых превращений и растворимости азота в гетерогенной системе Fe-Cr-Ni в области высоких температур / Т.М. Махнева, Н.В. Гончарова // Обозрение прикладной и промышленной математики (ОПиПМ). М. : Науч. изд-во ТВП. Интеркнига. Лаборатории. 2006. Т.13, вып.4. С. 681.

[10] Goncharova, N. V. Retained Austenite in a Ferritic Fe-Cr Alloy / N.V. Goncharova, T.M. Makhneva, Ye. P. Yelsukov, Ye.V. Voronina, D.V. Titorova // Physics of Metals and Metallography. 1998. V. 86, №6. P.563-566.

[11] Yushkov, V.L. The Developments in Texture in Stainless Steels / V.l. Yushkov, R.A. Adamescu, Ye. S. Machnev, T.M. Gapeka (Makhneva) and P.V. Geld // Materials Science and Engineering. 1984. V. 64. P. 157-169.

[12] Terebova, N.S. XPS study of electronic structure change of the Fe-Cr system at temperatures below the brittleness threshold / I.N. Shabanova, N.S. Terebova, T.M. Makhneva // Journal of Electron Spectroscopy and Related Phenomena 88-91. 1998. P. 449 - 451.

[13] Богачев, И.Н. Высокотемпературное охрупчивание стали 08Х15Н5Д2Т / И.Н. Богачев, Л.И.Лепехина, Н.В. Звигинцев, И.П. Конакова, H.A. Михайлова, Т.М. Гапека (Махнева) // Известия РАН. Сер. Металлы. 1979. № 1. С. 179-184.

[14] Михеев, М.Н. Изучение ооу-превращений в сталях ВКС-210 и ВНС-2УШ методами термомагнитного структурного анализа / М.Н. Михеев, М М. Беленкова, Р.Н. Виткалова, Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева) // Физика металлов и металловедение. 1979. Т. 47, вып. 6. С. 1234-1238.

[15] Юшков, В.И. Процессы деформации и текстурообразования при холодной прокатке мартенситно-стареющей стали ВНС-2 / В.И. Юшков, P.A. Адамеску, Т.М. Гапека (Махнева), А.Л. Макрушин, Е С. Махнев // Физика металлов и металловедение. 1981. Т.52, вып.6. С. 1289-1295.

[16] Юшков, В.И. Исследование текстурообразования при горячей прокатке мартенситностареющей стали / В.И. Юшков, P.A. Адамеску, Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева), П.В. Гельд//Извести вузов. Сер. Черная металлургия. 1981. №12. С.52-56.

[17] Лобанов, В.В. Влияние структурных изменений на растворимость водорода в железохромникелевых мартенситных сталях / В.В. Лобанов, Н.В. Звигинцев, Т.М. Махнева, М.С. Хадыев, Н.П. Звонарева // Известия вузов. Сер. Черная металлургия. 1988. Вып.6. С.81-85.

[18] Махнева, Т.М. Влияние титана на сопротивление хрупкому разрушению мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т / Т.М. Махнева, Е.С. Махнев // Металловедение и термическая обработка металлов. 1990. №18. С. 40-43.

[19] Махнева, Т.М. Кинетика расслоения и фазовый состав при старении холоднокатаных фольг из сплава Х15 и стали 08Х15Н5Д2Т / Т.М. Махнева, Е.П. Елсуков, Е.В. Воронина// Физика металлов и металловедение. 1991. № 5. С.130-136.

[20] Теребова, H.A. Рентгеноэлектронное исследование легированной хромом стали при понижении температуры до 77 К / H.A. Теребова, И.Н. Шабанова, Т.М. Махнева // Известия РАН. Сер. Металлы. 1997. №3. С.49-51.

[21] Гончарова, Н.В. Влияние газовой среды на фазовые превращения в ферритном сплаве Fe-Cr сплаве при термообработке / Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева, Е.П. Елсуков, Е.В. Воронина // Физика и химия обработки материалов. 1997. № 4.С. 112-117.

[22] Гончарова, Н.В. Анализ причин охрупчивания хромоникелевых сталей с титаном / Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева // Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. №2. С. 23-37.

[23] Гончарова, Н.В. Остаточный аустенит в ферритном сплаве Fe-Cr / H.B. Гончарова, Т.М. Махнева, Е.П. Елсуков и др. // Физика металлов и металловедение. 1998. Т.86, №6. С.53-58.

[24] Гончарова, Н.В. Термодинамическая оценка растворимости азота в сплавах Fe-Cr / Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева // Физика и химия обработки материалов. 2000. №1. С. 81-85.

[25] Гончарова, Н.В. Фазовые превращения в ферритном сплаве при термообработке на воздухе в замкнутом объеме / Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева // Перспективные материалы. 2000. № 4. С. 83-90.

[26] Махнева, Т.М. Влияние предварительной термической обработки на устойчивость аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т / Т.М. Махнева, С.Ф. Савченкова, Е.С. Махнев, М.В. Савченкова // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. №6. С. 17-19.

[27] Махнева, Т.М. Формирование азотистого аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т при закалке в замкнутом объёме / Т.М. Махнева, Н.В. Гончарова, Г.В. Александрова // Металловедение и термическая обработка металлов. 2006. № 12. С. 24-27.

[28] Гончарова, Н.В. Моделирование фазовых и химических превращений в железо-хромистых сплавах / Н.В. Гончарова, Т М. Махнева, В.Б. Дементьев // Химическая физика и мезоскопия. 2007. Т.9, № 4. С.392-399.

[29] Махнева, Т. М. Влияние интенсивной пластической деформации на фазовые превращения в стали 08Х15Н5Д2Т при термообработке в замкнутом объёме / Т.М. Махнева //Химическая физика и мезоскопия.2008. Т. 10, № 3. С. 336-341.

[30] Махнев, Е.С. Демпфирующая способность стали ВНС-2 / Е.С. Махнев,

B.М. Кондратов, В.А. Морозов, А.И. Скворцов, Т.М Гапека (Махнева) // Проблемы прочности. Киев : Наукова Думка. 1977. Вып,2. С.79-82.

[31] Махнева, Т.М. Хладноломкость коррозионно-стойкой мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т//Металловедение и термическая обработка металлов. 2011. №12.

C.40-43.

2. Журналы в периодической печати, сборники научных трудов, доклады на международных конференциях:

[32] Митрохин, Ю.С. Электронная структура и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr / Ю.С. Митрохин, Т.М Махнева // Успехи физики металлов. Киев : ИФМ им. Г.В. Курдюмова HAH Украины. 2001. Т.2, № 2. С.109-129.

[33] Махнев, Е. С. Исследование кинетики образования карбидов при охлаждении стали ВНС-2УШ (08Х15Н5Д2Т) / Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева) II Технология легких сплавов. М. : ВИЛС. 1972. №4. С. 114-115.

[34] Махнев, Е.С. Влияние исходного состояния и условий нагрева на кинетику фазового превращения и перекристаллизацию стали ЭП-56Ш (1Х16Н4Б) / Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева) // Технология легких сплавов. М. : ВИЛС. 1973. № 2. С. 112-113.

[35] Махнев, Е.С. Влияние скорости нагрева на температуру аустенизации и фазовый состав стали ВНС-2УШ (08Х15Н5Д2Т) / Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева) // Технология легких сплавов. М. : ВИЛС. 1973. № 7. С. 53-56.

[36] Махнев, Е.С. Кинетика мартенситного превращения в стали 1Х15Н4АМЗ / Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева) // Технология легких сплавов. М.: ВИЛС. 1973. № 8. С. 97-98.

[37] Махнев, Е.С. Методическая рекомендация (MP 54-27-73) Исследование магнитометрическим методом фазовых превращений в сталях / Е.С. Махнев, Т.М Гапека (Махнева) // М. : ВИЛ С, 1973. Вып. 1. 10с.

[38] Махнева, Т.М. Охрупчивание в конструкционных нержавеющих сталях / Т.М. Махнева, Е.С. Махнев // Интеркристаллитная хрупкость : сб. науч. тр. / Свердловск ■ Изд-воУрО. 1987. С. 91-101.

[39] Махнев, Е.С. Исследование микронеоднородности по Ni и Cr в двухфазной (а+7>области мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т / Е.С. Махнев, Т.М. Махнева / ФТИУрО АН СССР. Ижевск, 1990. С.12. Деп. в ВИНИТИ 31.01.90, № 589-В90.

[40] Махнев, Е.С. Металлический конструкционный материал на базе серийных малоуглеродистых нержавеющих сталей, обладающих высоким комплексом механических и физических свойств в сечениях до 300 мм в интервале температур 200-670К / Е.С. Махнев, В В. Тарасов, Т.М. Махнева, A.M. Гречкова // Фундаментальные науки - народному хозяйству. М.: Наука. 1990. С. 622.

[41] Основные результаты в области естественных, технических, гуманитарных и общественных наук. Физико-химическая модель для расчета растворимости азота в железных сплавах с содержанием хрома до 22 % // Отчет о деятельности РАН в 1999 году. М.: Изд-во РАН, 2000. Т. 2. С.61.

[42] Махнев. Е.С. Обратное мартенситное превращение в стали ВНС-2УШ / Е.С. Махнев, Т.М. Гапека (Махнева) It Мартенситные превращения в металлах и сплавах: докл. междунар. конф. "ICOMAT-77" // Киев : Наукова Думка. 1979. С. 180-184..

[43] Махнев, Е.С. Фазовые и структурные переходы в ферритном сплаве / Е.С. Махнев, Н.В. Гончарова, Т.М. Махнева, Е.П. Елсуков, Е В. Воронина // Металознание, металолеене и термично обработване :сб. докл. / Болгария, Габрово : Дом на науката и техниката, 1994. С.152-154.

[44] Махнев, Е.С. Phase Transformations in Iron-Chromium Alloys / Ye.S. Makhnev, N.V. Goncharova, T.M. Makhneva, Ye.P. Yelsukov, Ye.V. Voronina // 7-th Eurpean Conference on Application of Surface and Interface Analysis "ECASIA 97": сб. докл. / Швеция. (Goteborg, 16-20 June. 1997 г.). Goteborg: Изд-во Chalmers University of Technology, 1997. P.355.

[45] Yushkov, V.L. The formation of deformation texture in steels undergoing martensite transformation/V.l. Yushkov, R.A. Adamescu, Ye. S. Machnev, T.M. Gapeka (Makhneva) and P.V. Geld.-Twelfth Intern. Congress of Crystallography/ Collected Abstract. Ottava. Canada. 1981.P.284-285.

[46] Махнева, T.M. Высокотемпературное азотирование малоуглеродистых легированных сталей в замкнутом объеме / Т.М. Махнева, Н.В. Гончарова // Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов : сб. докл. 7 междунар. конф. ОТТОМ-7. Харьков : Изд-во ХПИ, 2006. Т. 3. С. 239-243.

[47] Махнева, Т.М. Влияние термообработки в замкнутом объеме на фазовые превращения в стали ВНС-2 при нагреве / Т.М. Махнева, Н.В. Гончарова // Проблемы термогазодинамики и прочности механических систем : сб. статей / Ижевск : ИПМ УрО РАН, 2005. С. 279-303.

[48] Махнева, Т.М. Устойчивость аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т / Т.М. Махнева, Е.С. Махнев // Материаловедение и обработка материалов : сб. науч. тр. / Ижевск : ИПМ УрО РАН, 2005. С. 15-26

[49] Махнева, Т.М. Склонность к охрупчиванию при отрицательных температурах высокопрочной мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т / Т.М. Махнева // Технологическое обеспечение надежности и долговечности машин : сб. науч. тр. / Отв. ред. В.Б. Дементьев. Ижевск : ИПМ УрО РАН, 2006. С. 153-156.

Отпечатано с оригинал-макета заказчика

Подписано в печать 10.01.2012. Формат 60x84 '/и. Бумага офсетная.

Объем 2,75 п. л. Тираж 100 экз. Заказ № 1.

Типография ФГБОУ ВПО «Удмуртский государственный университет» 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1, корп. 4.

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1 Анализ причин снижения ударной вязкости в крупногабаритных полуфабрикатах из коррозионно-стойких мартенситностареющих сталей.

1.1. Характеристика сталей, их состав и термообработка.

1.2 Факторы, влияющие на уровень ударной вязкости (способ выплавки и переплава, химический состав, примеси и термическая обработка).

1.3 Хладноломкость как склонность сталей к хрупкому разрушению.

1.4 Остаточный аустенит, его влияние на свойства. Виды и способы стабилизации.

1.5 Интенсивная пластическая деформация как способ создания сверхмелкого зерна и новых свойств.

Постановка задач.

Глава 2 Фазовые превращения в исследуемых сталях при термической '' обработке.

2.1 Влияние переплава на состав вторичных фаз, количество, остаточного аустенита и уровень ударной вязкости при охлаждении с высоких температур закалки и деформации стали 08X15Н5Д2Т.л.

2.2 Определение температуры растворения вторичных фаз и фазовые превращения при нагреве.

2.3 Влияние температуры старения на фазовый состав и кинетику образования хромовых зон (расслоения) в стали 08X15Н5Д2Т.

2.4 Влияние режимов предварительной термической обработки на образование аустенита при нагреве в стали 08Х15Н5Д2Т и его свойства.

Выводы.

Глава 3 Исследование влияния металлургических факторов (хим. состав, способ переплава, неоднородность структуры) на свойства стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов после термоупрочняющей обработки. Разработка режима термической обработки для повышения и стабилизации уровня ударной вязкости на штамповках.

3.1 Исследование влияния способа переплава (электро- шлакового и вакуумно-дугового) на химический состав, теплофизические свойства и структуру стали жидкого металла и после кристаллизации.

3.2 Исследование влияния способа переплава на фазовый состав и ударную вязкость после закалки и старения.

3.3 Влияние неоднородности по титану на сопротивление хрупкому разрушению при старении.

3.4 Исследование порога хладноломкости

3.5 Моделирование фазового состава при охлаждении с высоких температур закалки, анализ влияния химического состава на состав фаз и уровень ударной вязкости.

3.6 Исследование неоднородности структуры стали 08X15Н5Д2Т после горячей деформации, влияние отжига в двухфазной области (микрорентгеноспектральный анализ никеля и хрома).

3.7 Разработка режима тепловой стабилизации аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т вакуумно-дугового переплава.

Выводы.

Глава 4 Разработка технологии производства холоднокатаных листов из стали 08Х15Н5Д2Т.

4.1 Анализ причин брака тонких листов из холоднокатаной стали 08Х15Н5Д2Т открытой выплавки.

4.2 Исследование текстуры листов.

4.3 Влияние параметров отжига и степени холодной деформации на устойчивость аустенита.

4.4 Технология производства однородного по структуре листа.

Выводы.

Глава 5 Разработка способа и технологии получения азотистого аустенита в поверхностных слоях холоднокатаной фольги из коррозионно-стойких мартенситностареющих сталей.

5.1 Влияние интенсивной пластической деформации на фазовые превращения в стали 08Х15Н5Д2Т при нагреве.

5.2 Разработка и научное обоснование способа термической обработки для формирования азотистого аустенита при закалке в замкнутом сталей 08Х15Н5Д2ТИ 15Х16Н4Б.

5.3 Технология высокотемпературного азотирования сталей и сплавов азотом воздуха (ВТААВ).

Выводы.

Актуальность проблемы. В связи с возрастающими требованиями, предъявляемыми к авиационным материалам, повышением уровня рабочих напряжений особенно остро стоит вопрос о повышении конструктивной прочности изделий и характеристик надежности, включающих и склонность к хрупкому разрушению. В промышленности успешно используются созданные более 50 лет назад низкоуглеродистые мартенситно-стареющие (МС) стали на основе систем Ре-№ и Ре-№-Со, которые завоевали широкую известность благодаря уникальному сочетанию механических свойств и технологичности. Большой вклад в их создание в нашей стране внесли М.Д. Перкас, В.М. Кардонский, Я.М. Потак и др. Отличительной особенностью этих сталей является необычайно высокое сопротивление хрупкому разрушению - при прочности свыше 2000 МПа значения ударной вязкости составляют (1,0-5-1,2) МДж/м2, но их применение в агрессивных средах ограниченно неудовлетворительными показателями коррозионной стойкости.

Высокопрочные коррозионно-стойкие стали (КС) с уровнем прочности (1250-^1350) МПа созданы на основе МС, в которых Со и М заменены на О и введены легирующие добавки. Эти стали, обладая всеми достоинствами МС сталей и коррозионной стойкостью, успешно применяются в тяжело-нагруженных изделиях и являются весьма перспективным и экономичным материалом для широкой номенклатуры изделий в небольших сечениях. Однако при переходе на крупный слиток использование их в изделиях сечением более 60 мм привело к увеличению нестабильности уровня ударной вязкости по ряду причин металлургического и технологического характера и требует нового подхода к решению проблем хрупкости этих сталей. Анализ имевших место разрушений после горячей деформации и нестабильность уровня ударной вязкости показал, что для понимания механизмов разрушения и управления свойствами этих сталей наряду с изучением тонкой структуры, кинетики фазовых превращений, нужны новые знания на атомном уровне. Без надежных и эффективных способов повышения сопротивления хрупкому разрушению высокопрочных конструкционных материалов невозможно достижение высокой надежности работы изделий из них, поэтому поиск путей увеличения характеристик сопротивления хрупкому разрушению и по сей день является актуальным.

Одним из новых развиваемых в последнее время способов повышения сопротивления к хрупкому разрушению является формирование в структуре азотистого аустенита (ух), он существенно устойчивее углеродистого, и это открывает новые возможности получения более стабильного структурного состояния сталей. Однако известные способы введения азота в сталь (металлургические, химико-термические и др.) сложны, дорогостоящи, требуют больших энергетических затрат и зачастую токсичны. В связи с этим, задача получения и стабилизации в структуре сталей и сплавов азотистого аустенита без образования нитридов на сегодняшний день является перспективной.

Актуальной является и реализация в структуре сталей нанокристаллических (НК) состояний, формирование которых позволяет раскрыть потенциальные возможности исследуемых сталей. С этой точки зрения интенсивная пластическая деформация (ИПД) является одним из альтернативных способов воздействия на фазовые и структурные превращения при нагреве и охлаждении и управления свойствами.

Решение поставленных задач возможно лишь при систематическом изучении закономерностей фазовых превращений, их кинетики и особенностей протекания при различных внешних воздействиях (ИПД, замкнутый объём) и условиях термической обработки.

Работа выполнена в Институте прикладной механики УрО РАН по плану научно-исследовательских работ и Федеральной целевой программе "Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно - технологического комплекса России на (2007-г2012) г.г." Блок 1 и 2. Работа поддержана грантами: РФФИ «рУрала» № 01-03-96462, интеграционных и междисциплинарных проектов фундаментальных исследований УрО РАН (2006+2007 и 2009+2011) г.г.

Цель работы: Исследование причин нестабильности уровня ударной вязкости и технологической пластичности, факторов их вызывающих в штампованных полуфабрикатах и в холоднокатаных листах на примере стали 08Х15Н5Д2Т (ВНС2) различной выплавки и деформации, разработка способов повышения однородности структуры, фазового состава и свойств.

Для выполнения поставленной цели в работе решались следующие научные и практические задачи.

1. Исследование химической неоднородности структуры штампованных полуфабрикатов по никелю и хрому после горячей деформации, влияние режимов термической обработки (закалки и отжигов в двухфазной а+у-области) на степень однородности ликвационных зон.

2. Исследование влияния способа переплава (электро-шлакового-ЭШП и вакуумно-дугового-ВДП) на химический состав, структурно-чувствительные характеристики расплава стали, уровень механических свойств и характеристик надежности после закалки и старения (ударной вязкости КСУ и порога хладноломкости Т!^ )•

3. Исследование влияния предварительной термической обработки в двухфазной (а+у)-области на характер формирования ударной вязкости и порога хладноломкости в штампованных полуфабрикатах после закалки и старения на максимум прочности.

4. Изучение влияния степени неоднородности по титану в пределах (0,02-5-0,22) % на структуру (характер перекристаллизации), фазовый состав и уровень ударной вязкости стали опытных и промышленных плавок.

5. Исследование процессов, протекающих в интервале температур развития "тепловой" хрупкости при замедленном охлаждении с высоких температур нагрева, влияние их на уровень ударной вязкости, определение критической скорости охлаждения штамповок. Моделирование фазового состава в интервале температур (1200^500) °С в зависимости от содержания титана и элементов внедрения в стали.

6. Исследование химической неоднородности по хрому, развивающейся при температурах старения, роль хромовых зон и элементов внедрения в формировании уровня ударной вязкости и порога хладноломкости.

7. Исследование текстуры по толщине листа после горячей и холодной деформации. Установление влияния степени холодной деформации на характер формирования текстуры для выявления причин низкой технологической пластичности листов.

8. Разработка научных основ выбора режима закалки с РПТС (с регулируемыми параметрами тепловой стабилизации) для повышения стабильности фазового состава и ударной вязкости на штамповках.

9. Опробование нового способа закалки с РПТС в технологической схеме производства холоднокатаного листа толщиной 2 мм и разработка новой технологии для получения тонкого листа (0.6 мм) с однородной структурой и высокой технологической пластичностью.

10. Опробование интенсивной пластической деформации путем холодной прокатки (ИПД ХП) для повышения пластичности стали.

Объектом исследования служили технологические процессы изготовления крупногабаритных полуфабрикатов (штамповки, листы) и фольги из сталей промышленных плавок; опытные плавки с различным содержанием 77; модельные сплавы системы Бе-Сг и промышленные стали в нанокристаллическом состоянии (ИКС).

Предмет исследования. Нестабильность структуры, фазового состава и свойств, способы их повышения при термической обработке и пластической деформации.

Методы исследований. Решение поставленных задач производилось с помощью: фазового рентгеновского и магнитного анализов, ядерной гамма-резонансной спектроскопии (ЯГР), рентгеноэлектронной спектроскопии (РЭС), резистометрии, методик физико-химического анализа и теплофизических свойств расплавов, внутреннего трения, а также программного комплекса "Астра-4", пакета программ для рентгеноструктурного (НИТУ'МИСиС") и фазового полуколичественного анализа (фирмы"В1ШКЕК").

Достоверность и обоснованность полученных результатов и выводов, содержащихся в диссертационной работе, обеспечивается использованием стандартных и апробированных методик, привлечением для исследования комплекса взаимодополняющих методик, согласованностью с имеющимися литературными данными, при моделировании - экспериментальной проверкой и сходимостью результатов.

Научная новизна.

1. Изучена природа нестабильности уровня ударной вязкости и технологической пластичности в крупногабаритных полуфабрикатах из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей на примере стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов. Установлено, что нестабильность пластических свойств в крупногабаритных полуфабрикатах определяется наследованием остаточной химической неоднородности большого слитка по никелю и титану, способом переплава и особенностями протекания фазовых превращений в неоднородной Бе-Ст матрице при термической обработке.

2. Впервые выполнено комплексное исследование влияния ВДП и ЭШП переплава стали 08Х15Н5Д2Т на структуру и свойства расплава, а также на фазовый состав и кси характеристики надежности (КСи, Хкоз ) после термоупрочняющей обработки.

На атомном уровне показано, что структура расплава стали ВДП характеризуется большими межатомными расстояниями, неравновесна и имеет низкие значения плотности с1 и кинематической вязкости и по сравнению со сталью ЭШП.

Установлена наследственная связь между теплофизическими характеристиками расплава исследуемой стали и уровнем ударной вязкости: кристаллизация расплава стали ВДП с низкими значениями V и с/ обуславливает в два раза меньшие значения ударной вязкости по сравнению со сталью ЭШП.

3. На атомном уровне изучена кинетика распада по хрому а (Ре-Сг-№)-твердого раствора как основы исследуемых сталей. Методом ЯГР показано, что расслоение ос-матрицы на два твердых раствора происходит с образованием хромовых зон размером ~5 нм, формируя химическую неоднородность при температурах отпуска и старения (300-5-500) °С.

4. Впервые установлена связь электронной структуры с порогом хладноломкости Тк0 5 кси встали 08Х15Н5Д2Т ЭШП. В интервале температур вязко-хрупкого перехода (Т\05 ) снижение ударной вязкости сопровождается увеличением доли ковалентной составляющей в химической связи атомов железа как наиболее жесткой.

5. Получены первые экспериментальные результаты и сформулированы критерии стабилизации азотистого аустенита без образования нитридов в сплавах Ее-Сг и коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталях при закалке сталей в замкнутом объёме с атмосферным воздухом. Установлена связь между хромовыми зонами и снижением на (100+200) °С критической температуры Ан а-»у-превращения в интервал температур старения.

6. Впервые в фольге толщиной (20-40) мкм из стали 08Х15Н5Д2Т, полученной холодной прокаткой без промежуточных отжигов, реализована твердость в 5 ГПа (510 кг/мм2), что в 12 раз выше твердости, достигаемой после старения на максимум прочности.

7. Получено объяснение использования двойного отжига в предварительной термической обработке полуфабрикатов из стали 08Х15Н5Д2Т.

Практическая ценность работы.

1. Решена проблема нестабильности ударной вязкости и низкой технологической пластичности на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т. Разработанные режимы стабилизации (при термической обработке и деформации) позволили исключить влияние неоднородности химического состава выравниванием плавок по фазовому составу, снизить влияние температурных интервалов, в которых неизбежно развивается структурная и фазовая неоднородность, повысить уровень ударной вязкости на (0,2+0,3) МДж/м2 на штамповках из стали ВДП переплава, а также устранить причины, вызывающие высокие остаточные напряжения в листах на стадии их подготовки к холодной деформации и во время её проведения.

2. Разработана промышленная технология получения тонких холоднокатаных листов с однородной структурой и высокой технологической пластичностью, позволившая уменьшить брак по поверхностным дефектам, улучшить плоскостность листа, увеличить выход годного на 30 % и коэффициент штампуемости в 1,2-1,5 раза.

3. Интенсивная пластическая деформация путем холодной прокатки (ИПД ХП) позволила создать условия для исключения влияния химической неоднородности и реализации в фольге из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей высокой пластичности в сочетании с твердостью в 5 ГПа без значительных финансовых затрат, получить после закалки в замкнутом объёме с атмосферным воздухом азотистый аустенит до 0 % до 100 %), а также новые структурно-фазовые состояния после старения.

Разработанные на основе использования азота воздуха и замкнутого объёма способ и технология получения азотистого аустенита являются экономически выгодными, снижая трудоемкость, исключая производство аммиака и выбросы вредных веществ.

Реализация результатов. Основные научные результаты реализуются в производстве объединения ВСМПО (г. В. Салда) с 1990 г. Способ получения азотистого аустенита опробован на исследуемых сталях в условиях ОАО «НИТИ «ПРОГРЕСС» (г. Ижевск).

На защиту выносятся:

1. Причины нестабильности уровня ударной вязкости на штампованных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т и режим термической обработки для стабилизации этой характеристики.

2. Технология получения тонкого (0,6 мм) холоднокатаного листа, однородного по структуре и свойствам;

3. Экспериментальные результаты влияния ИПД на фазовые и структурные превращения в стали 08Х15Н5Д2Т.

4. Способ формирования азотистого аустенита в ферритных сплавах и сталях с нанозерном.

5. Технология высокотемпературного азотирования азотом воздуха исследуемых сталей с нанозерном.

Апробация работы. Основные материалы по теме диссертации отражены в рецензируемых отечественных и зарубежных журналах и опубликованы в трудах Международных, Всесоюзных, российских конференциях, семинарах и симпозиумах: г.Киев (1977), г. Оо1еЬог§ (1997); г. Оттава (1981), г. Габрово (1994); г. Тамбов (1996); г. Судак (2000); г. Казань (2001); г. Пекин (2001); г. Загреб (2002); г. Тольятти (2003); г.Вологда (2005); г. Черноголовка (2006); г. Кисловодск (2006); г. Миасс (2007); на школах металловедов-термистов (1998,2000-2004, 2008, 2010); на Х1У-ХУ1 Петербургских чтениях (Санкт-Петербург, 2003,2005,2006).

Отдельные результаты вошли в отчет РАН (2000 г.) "Важнейшие достижения в области естественных, технических, гуманитарных и общественных наук" и отчеты УрО РАН.

Материалы доложены и обсуждены на расширенных семинарах ИПМ УРО РАН (г.Ижевск, 2010г.), кафедр «Производство машин и механизмов» и «Технология металлов» ИжГТУ (Ижевск, 2011 г.)

Личный вклад диссертанта состоит в выборе методик и отработке их применительно к цели исследования, постановке задач в работе как теоретических, так и прикладных. Основные экспериментальные результаты работы получены лично автором, а также совместно с исследователями ИПМ и ФТИ УрО РАН под руководством автора. При непосредственном участии автора проведены: исследования текстуры, теплофизических свойств расплава сталей, оптимизированы критерии выбора параметров тепловой стабилизации остаточного аустенита в КС МС сталях в УГТУ-УПИ (г. Екатеринбург); микрорентгеноспектральный анализ неоднородности структуры в институте Геологии (г. Екатеринбург); проведено опробование разработанных режимов в условиях ВСМПО (г. Верхняя Салда) и в ОАО «НИТИ «ПРОГРЕСС» (г. Ижевск).

Автор является одним из разработчиков: отраслевой методической рекомендации МР 54-27-73 (М : ВИЛС) по оценке состава двухфазных сталей мартенситного класса; методики электросопротивления для изучения распада переохлажденного аустенита в сталях мартенситно-аустенитного класса при отрицательных температурах.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, 5 глав, заключения, списка цитируемой литературы, содержащего 376 наименований, и 4-х приложений. Диссертация содержит 157 рисунков и 25 таблиц. Общий объём работы -374 страницы.

Основные результаты и выводы

1. Изучена природа, выявлены причины нестабильности уровня ударной вязкости и низкой технологической пластичности в крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т, которые обусловлены участием как наследственных, так и приобретенных при термомеханической обработке факторов и которые приводят к неоднородности структуры, фазового состава и свойств на всех этапах технологического передела -(переплавы, горячая деформация, термическая обработка, холодная деформация и др.).

2. Исследована химическая и структурная неоднородность металлургического характера, которая проявляется в виде нестабильности химического состава по никелю, титану и сопровождается наличием ликвационного аустенита в структуре штампованных полуфабрикатов (полосчатость), разнозернистостью, различной склонностью к росту зерна при нагреве, фазовой неоднородностью (соотношение аустенита и мартенсита). Экспериментально доказано, что двойной предварительный отжиг, применяемый в технологии ТО штампованных полуфабрикатов, снижает неоднородность в ликвационной зоне по никелю на 40 % за счет межфазной диффузии в (ос+у)-области.

3. Установлено влияние электрошлакового и вакуумно-дугового переплава на химический состав, структурно-чувствительные характеристики расплава, выявлена наследственная связь кинематической вязкости о и плотности с/ с уровнем ударной вязкости. Кристаллизация расплава с низкими значениями и и с1 стали ВДП обусловливает уменьшение ударной вязкости в два раза по сравнению со сталью ЭШП. На атомном уровне показано, что структура расплава стали ВДП неравновесна перед кристаллизацией, характеризуется гистерезисом структурно-чувствительных характеристик (кинематической вязкости, электросопротивления), низкими значениями плотности и большими межатомными расстояниями по сравнению со сталью ЭШП и неоднородна по титану. Показано, что вакуумно-дуговой переплав, снижая уровень газов-аустенитообразователей (азота, водорода), формирует после термоупрочняющей обработки малое (0+5) % количество остаточного аустенита в структуре.

4. Установлены температурные и временные зависимости изменения ударной вязкости в интервале температур отпуска и старения (375+475) °С и построены сериальные кривые ударной вязкости стали двух переплавов, из которых следует, что, несмотря на низкий уровень остаточного аустенита и ударной вязкости после закалки, сталь ВДП более надежна после 1,5 ч старения на максимум прочности (425+450) °С (работа развития трещины КСУ в 2 раза выше по сравнению со сталью ЭШП) и что процессы, влияющие на снижение ударной вязкости, развиваются гораздо медленнее и не имеют ярко выраженного характера, как в стали ЭШП, в которой уже за первые 2,5 ч старения степень л 1 снижения АКСи достигает величины порядка 1,65 МДж/м и независимо от количества остаточного аустенита определяется элементами внедрения, которых в стали ЭШП т-тКСи в 2-3 раза выше. Показано, что вязко-хрупкий переход (порог хладноломкости- Т\05 ) в стали обоих переплавов после закалки происходит плавно, без выраженного порога, старение в интервале температур (400+475) °С выявляет порог, резкость его проявления зависит от температуры старения и она максимальна в стали ЭШП при (425+450) °С. кси

Добавка никеля в сталь ЭШП в количестве ~0,25 % эффективно снижает порог 5 и склонность стали к хрупкому разрушению при понижении температуры.

4. Установлены закономерности изменения уровня ударной вязкости в зависимости от содержания титана в плавке в пределах (0,02+0,20) % и отношения титана к углероду после старения на максимум прочности. Показана роль "свободного" углерода (в твердом растворе) в перекристаллизации стали. Установлены пределы легирования стали титаном: допустимое содержание титана в плавках должно составлять не выше 0,1 %, а отношение титана к углероду быть близким к 1 ед. Это условие позволяет максимально сохранять азот и углерод в твердом растворе, обеспечивая в структуре мелкое зерно (9+11 балла), высокое (24 %) содержание остаточного аустенита и необходимый уровень ударной вязкости.

5. Теоретически и экспериментально установлено, что разнородность плавок по титану определяет неодинаковое количество вторичных фаз, выделяющихся в интервале температур (1200+500) °С при замедленном охлаждении с высоких температур нагрева в виде карбидов и пленообразных карбонитридов. Выполнена количественная оценка влияния содержания титана, элементов внедрения (азота и углерода) на состав фаз и их массовую долю. Состав карбонитридов, представляющий собой твердый раствор (ПЫ-ТлС), не постоянен, зависит от температуры переохлаждения. При температуре 950 °С соотношение нитрида и карбида в них составляет 62:1 в стали ЭШП и 45:1 в стали ВДП. С понижением температуры твердый раствор обедняется карбидом и при 700 °С практически состоит из ТлЫ, а углерод при этом связывается только с хромом, образуя карбид Сг23С6. Карбонитриды образуют на границах первичного аустенитного зерна "сетку" и, являясь концентраторами напряжений, снижают ударную вязкость. Степень развитости "сетки" и непостоянство состава фаз диктует нестабильность характеристики ударной вязкости. Критическая скорость охлаждения для сечений порядка 60 мм составляет 27 0/мин.

6. Изучена неоднородность по хрому в интервале температур (300+500) °С, возникающая в результате распада а(Ее-Сг-№)-матрицы на два твердых раствора различной легированности до образования зон чистого хрома, размер которых в исследуемой стали достигает не более -5 нм. Кинетика выделения зон имеет С-образный характер с минимумом инкубационного периода при 475 °С. Внесение напряжений во время эксплуатации, деформация ускоряют распад твердого•раствора. Хромовые зоны вызывают закрепление дислокаций, повышают твердость, порог хладноломкости, а также, взаимодействуя с атомами азота и углерода, приводят к снижению сопротивления стали ударным нагрузкам.

7. Выявлена неоднородность текстуры мартенсита и аустенита, а также распределения твердости по толщине листа из стали открытой выплавки после горячей и холодной деформации. Установлено, что причина потери плоскостности листов при термообработке и высокого сопротивления при холодной деформации заключается в высоких остаточных напряжениях, возникающих из-за разнородности текстуры мартенсита и аустенита исходного металла; из-за концентрационных неоднородностей, формирующихся при отжиге в двухфазной (а+у)-области; из-за упрочнения металла листа

12 %) при горячем травлении. Показано, что текстурную неоднородность исходного горячекатаного листа можно исключить ведением холодной деформации с обжатиями на (40+50) % и последующим рекристаллизационным отжигом.

8. Научно обоснован режим закалки, отличный от используемого регулируемыми параметрами тепловой стабилизации, который позволил формировать остаточный аустенит в количестве, необходимом для снижения негативного влияния как металлургических, так и "технологических факторов на уровень ударной вязкости в штампованных полуфабрикатах.

9. На основе результатов проведенных исследований:

- Решена проблема нестабильности ударной вязкости и низкой технологической пластичности на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т. Разработанные режимы стабилизации (при термической обработке и деформации) позволили снизить влияние неоднородности химического состава выравниванием плавок по фазовому составу, исключить влияние температурных интервалов, в которых неизбежно развивается структурная и фазовая неоднородность, повысить уровень ударной вязкости на (0,2+0,3) МДж/м2 на штамповках из стали ВДП переплава, а также устранить причины, вызывающие высокие остаточные напряжения в листах на стадии их подготовки к холодной деформации и во время её проведения.

- Разработана промышленная технология получения холоднокатаных листов толщиной 1,5 и 2,0 мм с однородной структурой и высокой технологической пластичностью, позволившая уменьшить брак по поверхностным дефектам, улучшить плоскостность листа, увеличить выход годного на 30 % и коэффициент штампуемости листов 0,6 +0,8 мм в 1,2-1,5 раза.

10 Установлено повышение пластичности стали при интенсивной пластической деформации путем холодной прокатки. При этом в фольге толщиной (20+40) мкм реализована твердость в 5 ГПа (510 кг/мм2), что в 12 раз выше, чем после закалки и старения на максимум прочности. На полученной фольге разработан способ получения азотистого аустенита без образования нитридов в структуре сталей 08Х15Н5Д2Т и 15Х16Н4Б, основанный на увеличении растворимости азота воздуха в /-железе при закалке в замкнутом объёме (30) (патент 2184175 РФ, МКИ С 23 С 8/28). Установлены критерии стабилизации азотистого аустенита, определены режимы насыщения азотом по температуре (800+1200) °С, давлению (0,01+0,1) МПа и количеству воздуха в 30 тг/ттв= (0,03+0,9) ед.

Разработаная технология обеспечивает получение азотистого аустенита без образования карбидных и нитридных фаз в слоях глубиной до 25 мкм, снижает трудоемкость и исключает загрязнение окружающей среды, экономически выгодна и применима в любых производственных циклах в качестве термической, химико-термической обработки.

И. Опробование технологии на ОАО «НИТИ «ПРОГРЕСС» обеспечило получение поверхностных слоев до 40 мкм, а предлагаемый вариант исполнения технологической схемы с закалкой в замкнутом объёме с низкими значениями давления воздуха (до 1 атм) будет использован в технологических процессах термической и термомеханической обработки изготовления ответственных деталей для изделия ЗМ-ЗО и др., а её параметры могут служить прототипом для создания экономичных промышленных установок и новых технологий.

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

2. Потак Я. М. Высокопрочные стали М.: Металлургия, 1972. - 208 с.

3. Сокол И. Я. Двухфазные стали. М.: Металлургия, 1974. - 215 с.

4. Махнев Е. С. Способ термической обработки нержавеющей мартенситно-стареющей стали // Авт.свид-во № 333204. 1972. - Бюл. №11.

5. Спиридонов В. Б., Фридман В. С., Родионов Ю. А., Грузин П. Л. Структурные изменения при старении мартенситностареющей стали 03Х11Н10М2Т // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1974. - № 10. - С. 28-32.

6. Осминкин В. А. Охрупчивание и особенности старения нержавеющих мартенситностареющих сталей : дис. канд. тех. наук. Свердловск, 1979. -258 с.

7. Конакова И. П. Изыскание режимов деформационно-термических обработок Cr-никелевых мартенситностареющих сталей с целью повышения комплекса технологических и механических свойств :дис.канд. техн. наук. -Свердловск,1988.-237 с.

8. Стивен У. Мартенситно-стареющие стали // Высоколегированные стали. -М.: Металлургия, 1969. С. 235- 257.

9. Бирман С. Р. Экономно-легированные мартенситно-стареющие стали. -М.: Металлургия, 1974. 208 с.

10. Кучерявый В. И. Влияние легирования и термической обработки на свойства мартенситностареющих хромоникелевых сталей типа 13-7 : автореф. канд. дис. М.: МВТУ, 1971.-18 с.

11. Тарасенко Л. В., Ульянова Н. В., Кучерявый В. П. Исследование процесса старения ферритно-аустенитных и мартенситных нержавеющих сталей // Изв. вузов. Машиностроение. 1969. -№ 7. - С. 108-115.

12. Есин O.A., Гелъд П.В. Физическая химия пирометаллургических процессов. -М.: Металлургия, 1966. ч.И. -253с.

13. Заурвалъд Ф. II Известия АН СССР "Металлургия и топливо". -1960, -С. 148-152.

14. Френкель Я. И. Кинетическая теория жидкостей //Академиздат, 1945.-239 с.

15. Швидковский Е. Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов //ГИТТЛ, 1955.-139 с.

16. Нехендзи Ю. А. Стальное литьё // М.: Металлургиздат, 1948. 251 с.

17. Явойский В. И. Теория процессов производства стали. -М. : Металлургия, 1967.-167 с.

18. Колосов М. К, Строганов А. И., Смирнов Ю. Д., Орхимович В. П. Качество слитка спокойной стали. -М. '.Металлургия, 1973. 503 с.

19. Корольков А. М. Литейные свойства металлов и сплавов. М.: Наука. 1967.-401 с.

20. Гудцов Н. Т. К вопросу об улучшении строения стального слитка //Труды НТО черной металлургии, -1955. Т.5, Ч.И.-С175-183.

21. Крещановский Н. С., Сидоренко М.Ф. Модифицирование стали. /М. : Металлургия, 1970. 197 с.

22. Кудрин В. А., Еланский Г. Н. и др. II Сталь. -1971. -№ 5. -С.40-47.

23. Тягунов Г. В. Исследование вязкости, электросопротивления и механических характеристик некоторых сплавов на основе 3(1-переходных металлов: дис. канд. тех. наук / УПИ. Свердловск, 1973. -222 с.

24. Chipman J. //Trans. Metallurg. Soc. A.J.M.E. -1962. -№ 6. С. 224-226.

25. Крещановский H. С., Шимский В. Г. //Изв. Вузов. Черная металлугия. -1967. -№ 5.-С.45-48.

26. Полисадов В. Н„ Сидоренко М. Ф. и др. II Изв. вузов .Черная металлугия. -1967. -№1.- С. 66-71.

27. Стасюк Г. Ф., Кармалин Ю. Н., и др. II В сб. Редкоземельные металлы, сплавы и соединения. -М.: Наука, -1973. -С. 195-199.

28. Баум Б. А., Тягунов Г. В., Хасин Г. А. //Сб. Физико-химические основы производства стали. -М.: Наука. -1971. С. 547-551.

29. Баум Б. А., Дьяконова Л. В., Ерманович Н. А., Тягунов Г. В., Хасин Г. А. II Физика и химия обработки материалов. -1970.-№ 5. С. 149-152.

30. Гуляев А. П. Чистая сталь. М.: Металлургия, 1976. - 184 с.

31. Бернштейн М. Л., Платонова С. Н. И Вязкость разрушения высокопрочных материалов. М.: Металлургия, 1973. - С.297.

32. Фридман Я. Б. Механические свойства металлов. М. : Машиностроение, 1974.-367 с.

33. Беляков Л. Н. Тепловая хрупкость мартенситностареющих сталей // Металловедение и термическая обработка. 1970. - № 7- С. 6 -10.

34. Ларичев Ю. А., Перкас М. Д., Прохоров П. А. и др. Влияние термической обработки на вязкость охрупченной стали Н18К9МЗТЮ // Металловедение и термическая обработка металлов. -1976. -№ 8. С. 7-10.

35. Богачев И. H., Потехин Б. А., Звигинцев Н. В. и др. Влияние легирования на структуру и пластические свойства дисперсионно- твердеющей стали 00Х12Н8МЮ // Изв. АН СССР. Металлы. -1973. № 6. - С. 159- 164.

36. Ларичев Ю. А., Гончаров А. Ф., Прохоров П. А. Охрупчивание мартенситностареющей стали Н18К9МЗТЮ после замедленного охлаждения с высоких температур // Металловедение и термическая обработка. -1972. № 10. - С.29-31.

37. Чернявская С. Г., Русинович Ю. К, Фридман В. С. и др. Фазы, выделяющиеся по границам зерен при замедленном охлаждении мартенситно-стареющих сталей // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1974. - № 10. - С.45-47.

38. Ильина В. П., Кузьминская Л. Н., Лапин П. Г., Спиридонов В. Б. и др. Тепловое охрупчивание нержавеющих мартенситностареющих сталей // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1977. - № 7. - С .24- 27.

39. Красникова С. И., Ледянский А. Ф., Чернявская С. Г. и др. Тепловая хрупкость мартенситностареющей стали 03Х11Н10М2Т // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1977. С. 27-32.

40. Долотова Т. С, Кучерявый В. П., Ревякина О. К и др. Влияние режимов термической обработки на свойства стали 000X11Н10М2Т // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1973. -№ 12. - С. 9-12.

41. Коган Е. С., Смирнов Б. С., Фридман В. С. Повышение вязкости и пластичности стали 000X11Н10М2Т в крупных сечениях // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1973. -№ 12. - С. 13-17.

42. Спиридонов В. Б., Фридман В. С. Тепловая хрупкость и выбор температуры закалки нержавеющих мартенситностареющих сталей // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов,- 1975. - № 7. - С. 42-48.

43. Manair G. N., Hughston J. Microstrctre of thermlly embrittled 18 Ni (250 KSI) merede steel // Metallography. 1974. - Vol. 7. № 6. - P. 505-511.

44. Clayton J. O. Knott J. F. Phosphorus segregation in austenite in Ni-Cr and Ni-Cr-Mn Steels//Metal Sei. 1982. -Vol.16. -P.145-152.

45. Leroy Y., Grass H., Emond С., Habraken L. Il Memoirs Scientifigues de la Revue de Metallurgie. -1976. Vol. 73, № 10. P. 599- 609.

46. Лунев В. В., Аверин В. В. Сера и фосфор в стали. М.: Металлургия, 1988.256 с.

47. Рощина И. Н., Козловская В. И. Обратное превращение в стали ВНС-2 // Физика металлов и металловедение. -1971. -Т.31, вып. 3. С.589-594.

48. Бирман С. К, Звигинцев Н. В. и др. Влияние молибдена на свойства высокопрочных нержавеющих сталей типа 14Х6Н // Физика металлов и металловедение. -1984. -Т.57, вып.4. С.754 -761.

49. Махнев, Е. С, Гапека Т. М. Исследование кинетики образования карбидов при охлаждении стали ВНС-2УШ (08Х15Н5Д2Т) // М. : ВИЛС. Технология легких сплавов. -1972. -№ 4. С. 114-115.

50. Махнев Е. С., Гапека Т. М. Влияние скорости нагрева на температуру аустенитизации и фазовый состав стали ВНС-2УШ // Технология легких сплавов. 1973. - № 7. - С. 53-56.

51. Махнев, Е. С., Гапека Т.М. Обратное мартенситное превращение в стали ВНС-2УШ // Мартенситные превращения в металлах и сплавах: докл. межд. конфЛСОМАТ-77"- Киев : Наукова Думка, 1979.-С. 180-184.

52. Михайлов С. Б. Особенности тепловой стабилизации остаточного аустенита высокопрочных нержавеющих сталей мартенситного и переходного классов / Дис.канд. тех. наук. Свердловск, 1980. -278 с.

53. Звигинцев Н. В., Лепехина Л. И., Михайлов С. Б., Михайлова Н. А., Гапека Т. М. О стабилизации аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т // Термическая обработка и физика металлов. Свердловск : УПИ, 1978. - В.4. - С. 56-62.

54. Кондратов В. М., Махнев Е. С., Морозов В. А., и др. Демпфирующая способность стали ВНС-2 // Проблемы прочности 1977. - №2. - С. 79-82.

55. Махнева Т.М. , Савченкова С. Ф., Махнев Е. С., Савченкова М. В. Влияние предварительной термической обработки на устойчивость аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 2005. - № 6. - С. 17-19.

56. Михеев М. Н., Беленкова М. М., Виткалова Р. Н. и др. Изучение а<->у-превращений в сталях ВКС-210 и ВНС-2УШ методами термомагнитного структурного анализа // Физика металлов и металловедение. 1979. - Т.47, вып. 6. - С . 1234- 1238.

57. Махнев Е. С. Разработка технологических схем производства крупногабаритных штампованных полуфабрикатов из высокопрочных сталей и титановых сплавов : дис. докт. тех. наук. Ижевск, 1986. -351 с.

58. Чабина Е. Б., Беляков Л. Н., Жегина И. П., Орехов Н. Г. К вопросу о механизмах разрушения высокопрочных сталей под влиянием вредных примесей // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов: тезисы докл. науч.-техн. конф. -Ижевск, 1989.-С. 9.

59. Махнева Т. М., Елсуков Е. П., Воронина Е. В. Кинетика расслоения и фазовый состав при старении холоднокатаных фольг из сплава Х15 и стали 08Х15Н5Д2Т // ФТИ УрО АН СССР. Ижевск : 1989.-С.22 - Деп. ВИНИТИ 30.01.89. № 655-В89.

60. Шулъга Н. Г., Замора М.Ф., Палош В. П., Зима Ю. В. О природе 475-градусной хрупкости высокохромистых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1970. - № 2. - С. 51-53 .

61. Дехтяр М. В. Структурные и магнитные превращения в сплаве Fe-Cr // Физика металлов и металловедение. 1964. -Т.18, №6. - С. 826-832.

62. Лященко Б. Г., Окенко А. П. Нейтроноструктурный анализ стали Х25Т // Физика металлов и металловедение. 1965. -Т.19, №1. - С. 140-141.

63. Villiams Р. О., Paxton Н. W. // Journal of the Iron and Steel Institute Japan. -1957. Vol.185, №3. - P. 358-365/

64. China В., Lavender J. D. The 475°C Hardening Characteristics of Some High-Alloy Steels and Chromium Irons // Journal of the Iron and Steel Institute Japan. 1953. - Vol.6, №3. -P. 97-107.

65. Fischer R. M, Dulis E. I, Carroll K. J.HTrans. AIME. 1953.- Vol.197. - P. 690.

66. Винтайкин E. 3., Лоишанов А. А. О природе «хрупкости-475°» железо-хромовых сплавов // Физика металлов и металловедение. -1966. -Т.22, №3. С. 473-476.

67. Винтайкин Е. 3., Колонцов В. Ю. Нейтронографическое изучение расслоения сплавов Fe-Cr // Металловедение. М.: Наука, 1971. С. 431-437.

68. Любое Б. Я. Кинетическая теория фазовых превращений. М.: , 1969.

69. Schwarts L. Н., Chandra D. Hyperfme Fields in Concentrated Fe-Cr Alloys // Physica Status Solidi (B). 1971. - Vol.45. - P. 201-208.

70. Wertheim G. K. The Mossbauer Effect; Principles and Applications. Academic Press. New York, 1964.

71. Fraunfelder H. The Mossbauer Effect. W. A. Bebgamin, Inc. New York,1962.

72. Johuson С. E„ Ridout M. S., Cranshaw Т. E. Mossbauer Effect in Iron Alloys // Phys. Soc.-1963.- Vol.81 -P. 1079-1090.

73. Вейтхейм Г. Эффект Мёссбауэра. М : Мир, 1966. -172 с.

74. Solomon Y. D. Lehenson L. М. Mossbauer effect study of 475 °C embrittlementof duplex and ferritic stainless steels // Acta met. -1978. -Vol. 26, № 3. P. 429- 442.

75. Jamamoto H. A. Study on the Nature of Aging of Fe-Cr Alloys by means of the Mössbauer Eeffect // Japan J. Appl. Phys. 1964. - Vol.3, №12. - P. 745-748.

76. EttwingH., Pepperhoff W. Archín Eisenhuettenw 1970. -Vol.41, №12.- P. 471.

77. Chandra D., Schwarts L.H. //Metallurg. Trans. 1971. - Vol.2. - P. 511.

78. De nys Т., Gielen R. M. Spinodal Decomposition in the Fe-Cr system // Metallurg. Trans.-1971.-Vol.2.-P. 1423-1428.

79. Roy R., Solly В. // Scandinavian Journal of Metallurg. 1973. - Vol.2. - P. 243.

80. Башкиров Ш. Ш., Ивойлов H. Г., Курбатов Г. В. и др. Применение эффекта Мёссбауэра для исследования неоднородности химического и фазового состава в сплавах на основе системы Fe-Cr // Парамагнитный резонанс. Казань : КГУ, 1980.- В.6. С.52-71.

81. Башкиров Ш. Ш., Курбатов Г. В., Махнев Е. С, Чистяков В. А. Применение эффекта Мёссбауэра для измерения параметров ближнего порядка в твердом растворе //! ДАН СССР. Физическая химия. 1975. - Т.223, № 3. - С. 622-624.

82. Шульга Н. Г., Замора М. Ф., Палош В. П. и др. Влияние азота на хрупкость высокохромистой стали // Металловедение и термическая обработка металлов. 1971. -№4.- С.55-59.

83. Богачев И. К, Панина И. В. О природе «475-хрупкости» высокохромистый сталей // Металловедение и термическая обработка. 1971. -№ 5. - С. 59.

84. Меженный Ю. О., Скаков Ю. А. О некоторых структурных превращениях, приводящих к охрупчиванию ферритных сплавов на основе Fe-Cr // Известия вузов. Черная металлургия. 1967. -№ 11. -С. 120-125.

85. Винтайкин Е .3., Колонцов В. Ф. II Физика металлов и металловедение. -1968. -Т.26.-В. 2.-С. 282-288.

86. Винтайкин Е. 3., Колонцов В. Ф. П Физика металлов и металловедение. -1969. -Т.27 ,вып. 6.-С.1131-1133.

87. Lihl F. Gie Amalgame als Hilfsmittel in der metallkundichen Forschung II Zeitscrift fur Metallkunde. -1955. -Vol.46. P. 434-441.

88. Гуляев А. П., Таран А. Б. Влияние степени чистоты на отпускную хрупкость улучшаемых конструкционных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1971.-№ 10. - С. 42.

89. Максимчук В. Н. К вопросу о механизме водородного растрескивания сталей // Физико химическая механика материалов. - 1976. -Т. 12, № 5. - С.

90. Крестовников А. Н„ Вигдорович В. Н. Химическая термодинамика. М.: Металлургия, 1973. 256 с.

91. Брюгеман С. А. Исследование методом ЯГР упорядочения в бинарных ОЦК- сплавах железа при ионном и электронном облучениях : дис. канд. физ.-мат. наук.- Ростов на-Дону. РГУ. 1984. 266 с.

92. Винтайкин Е. 3., Звигинцев Н. В., Колонцов В. Ю„ Могутное Б. М. Расслоение в мартенсите сталей Х12Н10 и Х13Н8Ю // Физика металлов и металловедение. -1970.- Т.30, вып.6. С. 1245-1249.

93. Махнева Т. М., Елсуков Е. П., Воронина Е. В. Кинетика расслоения и фазовый состав при старении холоднокатаных фольг из сплава XI5 и стали 08Х15Н5Д2Т // Физика металлов и металловедение. -1991. -№ 5. С. 130-136.

94. Утевский Л. М. Отпускная хрупкость стали. М. : Металлургиздат, 1961.191 с.

95. Утевский Л. М., Гликман Е. Э., Карк Г. С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. - 221 с.

96. Штремелъ М. А. Зернограничное разрушение стали // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1988. - № 11. - С. 2 -14.

97. Гликман Е. Э., Брувер Р.Э. Равновесная сегрегация на границах зерен и интеркристаллитная хрупкость твердых растворов // Металлофизика. 1972. - В. 3. - С. 89- 97.

98. Забильский В. В. Проблема отпускной хрупкости конструкционных легированных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1987. - № 1.- С. 24-32.

99. Устиновщиков Ю. К, Банных О. А. Природа отпускной хрупкости сталей. -М.: Наука, 1984.-240 с.

100. Устиновщиков Ю. К, Сапухин В. А. Критерий перехода сталей от вязкого к интеркристаллитному хрупкому разрушению // Проблемы прочности. 1981. - № 7. - С. 93-98.

101. Даниленко В.М. и др. К расчетам взаимодействия атомов примеси с границами зерен //Металлофизика. 1985,- Т.7, № 6.-С. 83-88.

102. Даниленко В. М., Ягодкин В. В. Теория зернограничной сегрегации и модельные расчеты бинарных сплавов // Интеркристаллитная хрупкость сталей сплавов : тезисы докл. конф. Ижевск, 1989.

103. Ковалев А. И., Мишина В. Я. Сегрегирование малых примесей в а железе и интеркристаллитная // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : Сб. научн. трудов. - Свердловск: УНЦ АН СССР, 1987. - С.49-61.

104. Ковалев А. Н., Мишина В. П., Щербединский Г. Б. Кинетические закономерности формирования сегрегаций на поверхностях раздела // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : тезисы докл. конф. Ижевск, 1989.

105. Гуляев А. П., Догодаева В. А. Новейшие способы выплавки и их влияние на свойства стали // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1972. -№ 5. -С.73.

106. Валъстер М. II Черные металлы. 1968. - №22.

107. Смирнов Л. В., Садовский В. Д. Влияние предварительного перегрева на проявление отпускной хрупкости стали // Труды ИФМ. 1956. - Вып. 18. - С.57.

108. Махнева Т. М. Охрупчивание мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т при термообработке: дисс. канд. тех. наук / ФТИ УрО РАН. Ижевск, 1990. -156 с.

109. Махнева Т. М. Махнев Е. С., Охрупчивание в конструкционных нержавеющих сталях // Интеркристаллитная хрупкость: сб. науч. тр. Свердловск : УО. -1987.-С. 91 -101.

110. Махнева Т. М. Склонность к охрупчиванию при отрицательных температурах высокопрочной мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т И Технологическое обеспечение надежности и долговечности машин: сб. науч. тр. ИПМ УрО РАН. Ижевск. 2006. - С. 153 - 156.

111. Махнева Т. М., Дементьев В. Б. Влияние способа переплава на структуру и свойства стали ВНС2 // Ижевск : Вестник ИЖГТУ. 2009. - №4. - С.4 - 9 .

112. Погодин-Алексеев Г. И. О хрупком и вязком состояниях металлов // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1965. - №8. - С. 13-16.

113. Попов К. В. Стали для условий севера. -М.: Машиностроение, 1978. 36 с.

114. Глущенко В. Г. О природе хладноломкости переходных металлов

115. Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1982. - №4. - С. 2-4.

116. Practure toughness Ttesting and its applications // ASTM. Special technical publication. 1965. -№381. - P. 81-105.

117. Plane strain crack toughness of high strength metalie materials // ASTM. Special technical publication. -1967. № 410. - P. 69-90.

118. Zeener C. Fracturing of Metals // ASM. 1948. - №40. - P. 3.

119. Трефилов В. И. Физические основы прочности и пластичности металлов. Металлургиздат, 1963. -190 с.

120. Финкелъ В. М. Физика разрушения. М.: Металлургия, 1970. - С.

121. Смирнов Б. И., Ярошевич В. Д. Физическая природа хрупкого разрушения металлов. Наукова думка, 1965. - 160 с.

122. Бернштейн М. Л., Займовский В. А. Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1970. - 363 с.

123. Погодин-Алексеев Г. И. Динамическая прочность и хрупкость металлов. М.: Машиностроение, 1966. - 211 с.

124. Моргунова Н. Н. О хрупком разрушении металлов. // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1972. -№1. - С. 9-11.

125. Shabanova I. N. Terebova N. S., Makhneva Т. M. XPS study of electronic structure change of the Fe-Cr system at temperatures below the brittleness threshold //Journal of Electron Spectroscopy and Related Phenomena 88-91. 1998. - P. 449-451.

126. Васильев Л .С., ТеребоваН. С., Шабанова И. Н. О причинах хладноломкости сплавов // Изв. АН СССР. Металлы. -1995. № 1. - С. 108-112.

127. Станюкович А. В. Закономерности проявления склонности стали к хрупким разрушениям при высоких и низких температурах // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1964. - №7. - С. 2-7.

128. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургия, 1966. - Т. 1 и 2.

129. Лунев В. В., Шульте Ю. А. Влияние состава на хладноломкость литой среднеуглеродистой стали // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1966. -№3. С. 55-57.

130. Шульте Ю. А. Хладностойкие стали. М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

131. Спектор Я. И., Саррак В. И., Энтин Р. И. О причинах влияния никеляна хладноломкость железа//Доклады Академии наук СССР. 1964. - Т. 155, № 5. - С. 1054-1057.

132. Гуляев А. П., Леванова А. Н. Хрупкость высокохромистых ферритных нержавеющих сталей // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1978.-№11.-С. 2-7.

133. Булат С. П., Маторин В. И. Влияние микроструктуры на пластичность стали с 3% Si // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1966. -№ 6.-С. 22-26.

134. Богачев И. Н., Лепехина Л. И., Звигинцев Н.В., Конакова И. П., Михайлова Н. А., Гапека Т. М. Высокотемпературное охрупчивание стали 08Х15Н5Д2Т //Известия РАН. Металлы. 1979. - № 1. - С. 179-184.

135. Догадаева В. А., Георгиев M. H., Анучкин M. Н. Влияние рафинирования жидким синтетическим шлаком на вязкие свойства низколегированной строительной стали // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1966. - №11. - С. 17-21.

136. Пятакова Л. Л., Кузнецова Л. М., Шубина С. А., Полтавец Н. А. Влияние микронеоднородности на хладноломкость низколегированной стали // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1973. -№12. С. 48-51.

137. Балаховская М. Б., Давлятова Л. Н. Влияние длительного старения на склонность к хрупкому разрушению стали 15ГС // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1982. №3. - С. 14-15.

138. Рыжак С. С., Ревякина О. К, Сачков В. В., Потак Я. М. Термическая обработка мартенситостареющей стали 00Н18К9М5Т // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1968. №6. - С. 20-22.

139. Догадаева В. А., Георгиев M. H. II Сталь. 1970. - №1. - С. 69.

140. Старцев В. И., Ильичев В. Я., Пустовалов В. В. Пластичность и прочность металлов и сплавов при низких температурах. -М. : Металлургия, 1975. 328 с.

141. Проблемы металловедения и физики металлов // Труды ЦНИИЧМ. М. : Металлургия, 1968. - Вып. 9.-153 с.

142. Махнева Т. М., Махнев Е. С. Влияние титана на сопротивление хрупкому разрушению мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т. //Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1990. - №8. - С. 40 - 43.

143. Хомская И. В., Зельдович В. И, Махнев Е. С., Кокшарова Н. Ю. Перекристаллизация и ударная вязкость мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1984. -№1. - С. 59-65.

144. Гудремон Э. Специальные стали: Т.2. Пер. с нем. М. : Металлургия, 1966.-1274 с.

145. Садовский В Д., Фокина Е.А. Остаточный аустенит в закаленной стали. -М. : Наука, 1986. -112 с.

146. Пиккеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. -М. : Металлургия, 1982. -182 с.

147. Owaku Shigeo On retained austenite // J. Jap. Soc. Heat Treat. -1992. Vol.32, № l.-P.l.

148. Козловский И.С., Маневский C.E., Хина М.Л. и др. Влияние остаточного аустенита на противозадирную стойкость стали 20ХН2М // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1981. -№ 2. -С. 61-63.

149. Tsuzaki К., Maki Т. Bainitic transformation and retained austenite in Si-containing steels // J. Jap. Soc. Heat Treat. -1992. Vol.32, № 2. -P.70 -75.

150. Малин Л.С. Влияние остаточного аустенита на износостойкость сталей и высокопрочного чугуна //Металлургия и горнорудная промышленность. -1997. -№ 4. -С. 46 -49.

151. Шнейдерман ALU. Влияние остаточного аустенита на механические свойства сталей средней прочности // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1999. -№ 3. -С.34 -36.

152. Садовский В.Д., Бородина Н.А. Прокаливаемость стали и явления хрупкости при отпуске.-В кн.: Проблемы конструкционной стали.-М. :JI.: Машгаз, 1949.-С. 102-119.

153. Бендрышев О.Л., Алексеев В.В., Силина В.И. Технологические особенности мартенситностареющих сталей ВНС-2 и ЭП817 // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1984. -№1. -С.48 -50.

154. Захаров Ю.С., Лупаков КС. Стабильность аустенита нержавеющей хромоникелевой стали и ее склонность к коррозионному растрескиванию // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1967. -№ 3. -С. 73 -75.

155. Parker E.R. Interrelation of compositions, transformation kinetics, morphology and mechanical properties of alloy steels // Met.Trans. -1977. -Vol.8 A, №7. -P. 1025 -1042

156. Ritchie R.O., Cedeno M.H. Castro, Zackay V.F. et ol. Effects of silicon and retained austenite on stress corrosion chacking in ultrahigh strength steels // Met. Trans., -1978. Vol.A9, №1. -P.35 -40.

157. Harushige Т., Hisashi H. The influence of the retained austenite on the capability for hydroging of the high-strength steels // J.Iron and Steel Inst.Jap. -1997. Vol.83, № 9. -P.587-592.

158. Чейлях А.П., Дроздова КГ. Скоростная высокотемпературная закалка нержавеющих хромистых сталей. // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1997. -№ 2. -С. 32 -35.

159. Лысак Л.К, Кондратьев С.П., Татарчук B.C. Стабилизация аустенита при многократных а<-»у переходах в стали 40Н16Г2 // Физика металлов и металловедение. -1976. -Т.1, вып.4. С.829 -833.

160. Xie Z.L., Liu G., Harminer H. Stabilization of retained austenite due to partial martensitic transformations //Acta met. et mater. -1994. Vol.42, №12. - C. 4117 -4133.

161. Брусшовский Б.А., А.Г. Геллер Структурное состояние остаточного аустенита в закаленных сталях // Физика металлов и металловедение. -1997. -Т.83, вып.5. -С.91 -95.

162. Федосов С.А. Стабильность остаточного аустенита после лазерной обработки сталей // Физика и химия обработки материалов. -1991. -№ 3. С.141 -142.

163. Бровер Г.И., Пустовойт В.Н., Бровер А.В Термодинамическое обоснование возникновения метастабильного аустенита в сталях при обработке концентрированными потоками энергии /Дон. гос. техн. унив. -Ростов на Дону, 1997. -8 с.

164. Koji S. Factors detemining stability of retained austenite // J. Jap. Soc. Heat Treat. -1992. Vol.32, № 1. - P.2 -9.

165. Фарбер B.M. Механизм образования фаз при распаде переохлажденного аустенита / Уральский политех, институт. Екатеринбург : 1992. -26с. -Деп. в ВИНИТИ 25.11.92, № 5920 -ЧМ92.

166. Мирзаев Д.А., Баев А.И., Счастливцев В.М. Влияние ближнего упорядочения на положение мартенситных точек хромистых сталей //Металлы.-1989.-№ 4 С. 109 -113.

167. Баев А. И. О стабилизации аустенита в условиях медленного охлаждения и выдержек. В сб: Вопросы металловедения и термической обработки металлов и сплавов. Челяб. гос. техн. университет. -Челябинск, 1993. С. 16 -26.

168. Горицкий В.М., Хромов ДЛ. О механической стабильности аустенита стали 12Х18Н10Т // Труды Гипронииавиапрома. -1993. -№ 3. С. 116 -125.

169. Блантер M. Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. -М. : Металлургииздат, 1961.-268 с.

170. Козловская В. К, ПотакЯ. М., Оржеховский Ю. Ф. Повышение вязкости мартенситных сталей термической обработкой//Металловедение и термическая обработка металлов 1969. - № 5. -С.61-66.

171. Физическое металловедение. Т.З / Под ред. У. Кана и П. Хаазена. -М. : Металлургия, 1987. -376 с.

172. Wallbridge I. M., Parr I. G. Transiorinations in Fe-Cr // J. Iron. Inst. 1966. -№ 4. -P.lll -123.

173. Pascover I. S., Radcliffe S. V. Athermal Transformations in the Chromium System // Trans. Met. Soc. AIME. -1968, -Vol.242, № 4. -P.673 -681.

174. Мирзаев ДА., Карзунов С.Е., Счастливцев В.М., Яковлева Л.И.и др. Гамма-»альфа превращение в низкоуглеродистых сплавах Fe -Cr // Физика металлов и металловедение. -1986. -Т.61, вып.2. С.331 -338.

175. Wilson E.A. The y->a transformation in low carbon irons // JSJI International. -1994. Vol.33, № 8. P.615 -630.

176. Ткаченко И. Ф., Гаврилова В. Г., и др. О влиянии дефектов кристаллической решетки на состояние переохлажденного аустенита //Приаз. ГТУ. -Мариуполь, 1994.-12 с.

177. Махнева Т. М., Елсуков Е. П., Овечкин JI.B. и др. Кинетика расслоения и фазовые превращения в сплаве XI5 при окислении // Ускорение научн.-техн. прогресса в металловедении и термической обработке сталей и сплавов. Чебоксары-1987. С. 27-30.

178. Григорович В.К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. -М. : Наука, 1970. -292 с.

179. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа: Справочник. Под. ред. Банных O.A., Дрица М.Е. -М.: Металлургия, -1986. -440 с.

180. Lyakishev N.P., Bannykh O.A. New structural steels with superequilibrium nitrogen content // Journal of Advanced Materials. -1994. -Vol.1. -№1. -P.81-91.

181. Миркин JI.K Рентгеноструктурный контроль машиностроительных материалов.- M. : Машиностроение, 1973. -40 с.

182. Гуляев А.П. Металловедение. М. : Металлургия, 1986. -544 с.

183. Ефименко С.П. Структура и свойства высокоазотистых сталей // Металлы. -1992.-№1.-С.119-128.

184. Bligaj'ev V.N., Gavriljuk V. G., Nadntov V. M., Tatarenko V.A. Mossbauer study of carbon distribution in Fe-Ni-C austenite // Acta metallurgica. -1983. -Vol.5, № 2. -P. 407-412.

185. Бугаев В. H., Гаврилюк В. Г., Надутое В. М., Татаренко В. А. Распределение углерода в сплавах Fe-Ni-C и Fe-Mn-C с ГЦК-решеткой // Физика металлов и металловедение. -1989. -Т.68, вып. 5. -С. 931-940.

186. Бугаев В. H., Гаврилюк В. Г., Надутое В. М., Татаренко В. А. Взаимодействие и распределение атомов в ГЦК-сплаве Fe-Mn-C // ДАН СССР. -1986. -Т.288. -№ 2. -С. 362-366.

187. Гаврилюк В.Г., Надутое В.М., Гладун О.В. Распределение азота в аустените // Физика металлов и металловедение. -1990. №3. -С.128-134.

188. Нечаев Ю.С., Омелъченко A.B. Растворимость молекулярного азота в аустените // Журнал физической химии. -1995. -Т.69, № 9. -С. 1556-1561.

189. Нечаев Ю.С., Омелъченко A.B. Растворимость и диффузия азота и углерода в аустените // Журнал физической химии. -1995. -Т.69, №10. -С. 1765-1770.

190. Ledbetter H. M., Austin M. W., Kirn S. A. Carbon and nitrogen effect on the elastic constants of a stainless steel at 4 К // Mater. Sei. Engng. -1987. -Vol.85, № 1. -P.85-91.

191. Gavriljuk KG. Nitrogen in iron and steel // ISIJ International. -1996. -Vol.36, № 7. -P.738-745.

192. De Nys Т., Gielen P.M. Spinodal decomposition in the Fe-Cr system // Metal. Trans. -1971. -Vol.2, № 5. -P.1423-1428.

193. Hyde J. M., Cerezo A., Hetherington M. G., Miller M. K., Smith G. D. W. Three-dimensional characterisation of spinodally decomposed iron-chromium alloys.

194. Surf. Sci. -1992. -№ 266. -P.370-377.

195. Королев M.JI. Азот как легирующий элемент встали. -М.: Металлургия, 1961.-163 с.

196. Аверин В. В., Ревякин А.В., Федорченко В. И., Козина Л. Н. Азот в металлах. -М.: Металлургия, 1976. -С.224.

197. Zlateva G., Mikhnev К. Effekt of nitrogen on the plastic deformation mechanism in stainless austenitic steels //Mater. Sci. and Technol. -1995.-Vol.3, № 2.-P.37-35.

198. Шапиро M. Б., Бернштейн M. Л., Барсукова И. Ми др. Влияние азота на энергию дефектов упаковки аустенитной стали / В кн.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. -М.: Наука, -1986. -С. 123-125.

199. Баранов М.А., Старостенков М.Д. Расчет атомных конфигураций дефектов упаковки в аустените. / В кн. : Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. -М.: Наука, -1986. -С. 147 -149.

200. Ванов Р. М., Златева Г. 3. Влияние азота на концентрацию дефектов упаковки в Cr-Мп аустените // Изв. АН СССР. Металлы. -1977. -№ 2. -С. 172-177.

201. Гаврилюк В.Г., Ефименко С.П., Ошкадеров С.П. Физические основы легирования стали азотом и перспективы применения высокоазотистых сталей // Высоколегированные азотные стали. -Варна, 1989. -Т.1. -С. 36-46.

202. Гаврилюк В. Г., Дузъ В. А., Ефименко С. П., Квасневский О. Г. Взаимодействие атомов углерода и азота с дефектами кристаллического строения аустенита // Физика металлов и металловедение. -1987. -Т.64, вып.6. -С.1133-1135.

203. Гаврилюк В.Г., Кушнарева Н.П., Прокопенко В.Г. Влияние легированияна подвижность дислокаций в a-Fe // Физика металлов и металловедение. -1976. -Т.42, вып.6. -С.1288-1293.

204. Granato А. К, Lucke К. Temperature dependence of amplitude dependent dislocation damping//J. Appl. Phys. -1981. -Vol.52, № 17. -P. 7136-7145.

205. Mittemeijer F. J., Cheng Liu, van der Schaaf P. J. et al. Analysis of nonisothermal transformation kinetiks; tempering of iron-carbon and iron-nitrogen martensites // Met. Trans. A. -1988. -Vol.19, № 4. -P. 925-931.i ( ' f 354

206. Гольдшмидт X. Дж. Сплавы внедрения: Пер. с англ. -М.: Мир, 1971. -Т.1. -424с. -Т.2. -464 с.

207. Усиков М. П. Структура и фазовые превращения твердых растворов внедрения на основе а-железа: Автореф. дис. д. физ.-мат. н. -М.: МИСиС, -1982. -32с.

208. Marc J. van Genderen, Sybren J. Sijbrandij at ol Atom probe analysis of the first stage of tempering of iron-carbon-nitrogen martensite // Z. Metallk. -1997. -Vol.88, № 5. -P.401-409.

209. Berns H., Duz V.A., Ehrhardt R„ Gavriljuk KG. et ol Precipitation during tempering of chromium-rich iron-based martensite alloyed with carbon and nitrogen // Z. Metallk. -1997. -Vol 88, № 2. -P.109-116.

210. Liu Cheng, Bottger A., Mittemeijer E.J. Tempering of iron-carbon-nitrogen martensites // Metallurgical transactions A. -1992. -Vol.23, № 4. -P.l 129-1145.

211. Нанотехнология в ближайшем десятилетии. Прогноз направления исследований. /Под ред. М. К. Роко, Р. С. Уильямса и П. Аливисатоса (Перевод с англ. А. В. Хачояна под ред. Р. А. Андриевского). -М.: Мир. -2002. -292 с.

212. Андриевский Р. А. Наноструктурные материалы-состояние разработок и применение. // Перспективные материалы. -2001. -№6. -С.5-11.

213. Gleiter Н. Materials with ultrafine microstructures: retrospective and perspective //Nanostructured Materials. -1992. -V.l, No.l. -P. 1-19.

214. Birringer R., Gleiter H. Nanocrystalline materials // Advances in Materials Science, Encyclopedia of Materials Science and Engineering. -Vol. 1. Ed. R. W. Cahn. Oxford,-1988.-P. 339-349.

215. Siegel R. W. Nanostructured Materials mind over matter // Nanostructured Materials. -1994. -Vol.4, № 1 - 6. - P.121-138.

216. Андриевский P. А., Глезер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах // Физика металлов и металловедение. -1999. -Т.89, №1. С.91.

217. Морохов И. Д., Трусов Л. И., Лаповок В. Н. II Физические явления в ультрадисперсных средах. М: Энергоатомиздат, 1984. -237 с.

218. Глезер А. М., Молотилов Б. В., Овчаров В. П. и др. Структура и механические свойства сплавов Fe-Cr-B при переходе из аморфного состояния в кристаллическое // Физика металлов и металловедение,- 1987. Т.64, №6. - С.1106- 1109.

219. Гуткин М. Ю„ Овидько И. А. Физическая механика деформируемых наноструктур. -СПб.: РАН Инс. пробл. машинов. -2003. Т.1.-194 с.

220. Valiev R. Z„ Krasilnikov N. A., Tsenev N. К. Plastic deformation of allows with submicron- grained structure //Mater. Sci. and Engineering. A.-1991. -Vol.137. P. 35-40.

221. Валиев Р.З., Корзников А.В., Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой // Физика металлов и металловедение. -1992. Т.73, №4. - С.70-86.

222. Гусев А. И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург: РАН.УрО ИХТТ, -1998. - 199 с.

223. Носкова Н. И. Структура и свойства нанокристаллических многофазных сплавов -Екатеринбург :УРО РАН, 1997. 158 с.

224. Сагарадзе В. В. Формирование ультрадисперсной поликристаллической структуры при циклических фазовых превращениях и облучении // Структура, фазовые превращения и свойства нанокристаллических сплавов.-Ек-бург :УРО РАН, 1997. 158 с.

225. Мсгхнева Т.М., Дементьев В.Б., Гончарова Н.В. Моделирование фазовых и химических превращений в железо-хромистых сплавах // Ижевск: ИПМ УрО РАН. «Химическая физика и мезоскопия». 2007. - Т.9, № 4. - С. 392-399.

226. Махнева Т.М., Гончарова Н.В. Влияние термообработки в замкнутом объёме на фазовые превращения и устойчивость аустенита в холоднодеформированной высокопрочной стали 08Х15Н5Д2Т//Ижевск: Вестник ИЖГТУ. 2007. - № 4. - С.135-137.

227. Махнева Т М., Гончарова Н. В., Александрова Г. В. Формирование азотистого аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т при закалке в замкнутом объёме // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 2006. - № 12.-С.24 - 27.

228. Гончарова Н. В., Махнева Т М. Способ термической обработки для формирования аустенита в железо-хромистых сплавах./ Патент на изобр. № 2184175 от 27.06.2002 г.

229. Гончарова Н. В., Махнева Т. М. и др. Влияние газовой среды на фазовые превращения в ферритном Fe-Cr сплаве при термообработке // Физика и химия обработки материалов. 1997. - № 4. - С. 112-117.

230. Гончарова H .В., Махнева Т. М., Елсуков Е. П., Воронина Е. В.,и др. Остаточный аустенит в ферритном сплаве Fe- Сг // Физика металлов и металловедение.-1998.-Т.86, вып.б.-С. 53-58.

231. Гончарова Н. В., Махнева Т. М. Фазовые превращения в ферритном сплаве при термообработке на воздухе в замкнутом объеме // М. : Наука. Перспективные материалы. 2000. -№ 4. - С. 83-90.

232. Беляков Л. Н„ Никольская В. Л., Ревякина О. К, Скачков В. В. Охрупчивание мартенситностареющей стали 000Н18К9М9Т выделением карбонитридов титана // Изв.АН СССР, Металлы -1972. № 1. - С. 159.

233. Блантер М. Е., Серебрянникова Б. Г. В кн.: Научные труды Всесоюзного заочного машиностроительного института 1973. - № 2. - С. 39-46.

234. Гончарова Н. В., Махнева Т. М., Махнев Е. С. Анализ причин охрупчивания хромоникелевых сталей с титаном // Металловедение и термическая обработка металлов 1998. - № 2. - С. 23 -37.

235. Махнева Т. М„ Михайлов С. Б., Дементьев В. Б. Оптимизация способа стабилизации дополнительного количества остаточного аустенита в структуре ВНС стали //Ижевск : Вестник ИЖГТУ. -2009. -№ 4. -С. 49 53.

236. Браун М. П., Веселянский Ю. С. и др. Фрактография, прокаливаемость и свойства сплавов. Наукова Думка. - 1966.

237. Махнев Е. С., Гапека Т. М. Методическая рекомендация: Исследование магнитометрическим методом фазовых превращений в сталях // М. : ВИЛС. MP 54-27-73. Выпуск 1.-1973.-С. Юс.

238. Махнев Е. С., Гапека Т. М. Исследование кинетики образования карбидов при охлаждении стали ВНС-2УШ (08Х15Н5Д2Т) // М. : ВИЛС. Технология легких сплавов. 1972. - № 4. - С. 114-115.

239. Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах : сб. науч. тр. / Под ред. И. Н. Богачева и А. А. Попова. Москва-Свердловск : Урало-Сибирское Отделение Машгиза, -1950. 174 с.

240. Stephen D. Antolovich and Birindar Singh on the Toughness Sucrement Associated With the Austenite to i TRYP Steels. 1971. - Vol.2, № 8. -C. 2135.

241. Хоникомб P. У. К. Некоторые механизмы упрочнения легированных сталей // Высоколегированные стали. М.: Металлургия, 1969. - С 7.

242. Shinoda Takayiiki, Dshii Tomoyuki //Met. Trans. -1973. -Vol.4, №5.-P. 1213.

243. Звигинцев H.В., Осминкин В. А., Махнев E. С., и.др. Превращения в стали1Х15Н4АМЗ // Физика металлов и металловедение. -1975. -Т.39, вып.4. С. 754 -761.

244. Lena A. J. Hawker М. F. 475 (885 F) Embrittlement in Steinless Steels.//Journal of Metals. -1954. -V. 5. P. 607-615.

245. Hyde J. M., Cerezo A. et al.il Surface Sci. -1953. 266: -370

246. Курнаков H. H. Изв. Сектора физ-хим анализа. АН СССР-1936.-Т.9-С.85-98.

247. Ageev A. L., Voronina Е. V. II Nuclear Instruments and Methods in Physics Research. B. -1996. -V.108.- P. 417 424.

248. Грузин ПЛ., Родионов Ю. Л., Мкртчан В. С. Перераспределение атомов легирующих элементов в сплавах Fe- Сг // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия, 1972. - № 1. - С. 75-78

249. Roy R. В., Solly В. A. Mossbauer Study of the Changes accompanying High -Temperature Embrittlement of the Fe Cr Alloys // Met. Trans. - 1971. -Vol.2.-P. 511-519.

250. Овчинников В. В., Звигинцев Н. В. и др. Исследование старения Fe- Сг- Со-сплавов методом калориметрии и ядерного гамма резонанса // Физика металлов и металловедение. - 1976. - Т. 42, вып. 2 - С. 310-317.

251. Каменецкая Д.С. и др. Распад твердых растворов железо-хром высокой степени чистоты // Физика металлов и металловедение. 1976. -Т. 41, вып 1. - С. 216-218.

252. Блантер М. Е„ Гарбузова Н. Е., Торгашова А. Г. Механизм разупорядо-чения наклепанного железа при скоростном нагреве // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1965. № 4. - С. 22 - 26.

253. Махнев Е. С., Махнева Т. М. Исследование микронеоднородности по никелю и хрому в двухфазной (а+у)-области мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т / ФТИ УрО АН СССР. -Ижевск, 1990. 12 с. - Деп. в ВИНИТИ 31.01.90, № 589-В90

254. Митрохин Ю. С., Махнева Т. М. Электронная структура и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr. //HAH Украины. ИМФ им. Г. В. Курдюмова. Успехи физики металлов. 2001. - Т. 2, вып. 2. - С. 109-129

255. Дорошенко С. П., Нижник С. Б., Усикова Г. И. Влияние деформации на развитие (а -» у)- превращения в мартнситностареющей стали // Изв. АН СССР. Металлы. -1986. -№3.- С. 115-121.

256. Нижник С. Б., Дорошенко С. П., Усикова Г. И. Влияние температуры закалки на развитие (а—>у) превращения и механические свойства мартенситностареющей стали // Физика металлов и металловедение. -1983. -Т.56, вып.2. -С. 324 - 333.

257. Мирошниченко Ф. Д., Каниболоцкий В. Г., Снежной В. Л., Каниболоцкая М. И. Механические свойства стали 08Х15Н5Д2Т после термической обработки // Металловедение и термическая обработка металлов. 1969. - № 5. - С. 43-44.

258. Тейтель Е. И. Исследование режимов термической обработки стали ВНС-2 // М.: ВИЛС. Технология легких сплавов. 1973. - № 7. - С. 50-53.

259. Махнев Е. С., Гапека Т. М. Применение магнитного анализа для исследования фазовых превращений в сталях // М. : ВИЛС. Технология легких сплавов. -1977.-№14. -С. 48-51.

260. Махнева Т. М., Савченкова С. Ф., Махнев Е. С., и др. Построение диаграммы распада остаточного аустенита в стали мартенситно-аустенитного класса методом резистометрии // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. -2002. -Т.68, № 11.-С. 33 36.

261. Кардонский В. М. Стабилизация аустенита при обратном «-¿/-превращении // Физика металлов и металловедение. -1975. -Т. 40. -С. 1008.-1012.

262. Звигинцев Н. В., Звигинцева Г. Е. Калориметрическое исследование обратного «-¿/-превращения в сплавах железо-никель // Физика металлов и металловедение-1979. -Т. 47. -С. 1239.-1243.

263. Сагарадзе В. В., Шабашов В. А., Титоров Д. Б. и др. Влияние пластической деформации на структурные, текстурные и концентрационные изменения при «-^/-превращении в сплаве Н32 // Физика металлов и металловедение. -1979. -Т. 47. , -С. 784-795.

264. Глазов В. М. и др. Жидкие полупроводники. М.: Наука, 1967. -202 с.

265. Попелъ С. К, Шерстобитов М. А., Дерябин А. А. Поверхностные явления в расплавах // Киев : Наукова думка, 1968. -251 с.

266. Хантадзе Д. В. И Физика металлов и металловедение. -1963. -№ 5. -С. 470-474.

267. КошевникА. Ю., Кусаков М. М., Лубнан Н. М. II Журнал физической химии. -1963. -№ 27. -С. 1887-1890.

268. Регелъ А. Р. Исследование электронной проводимости жидкостей: дисс.докт. техн. наук./Ленинград, 1956. -381 с.

269. Регель А. Р. Журнал технической физики.-1948.-Т.18, вып.2.-С.15111513.

270. Блюм А. И., Регелъ А. Р. Журнал технической физики. -1953. -Т.23, вып.6. С. 964-966.

271. Косарев Л. Н. Сопоставление работы развития трещины по методу А. П. Гуляева и Б. А. Дроздовского // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1970. -№ 6. - С. 46-47.

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

273. Таран А. В. Ударная вязкость, вид излома и температура испытания конструкционных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1971. -№ 2. -С.35-37.

274. Махнева Т. М., Михайлов С.Б., Дементьев В.Б. Оптимизация способа стабилизации дополнительного количества остаточного аустенита в структуре ВНС стали Ижевск: Вестник ИЖГТУ. 2009. -№ 4. -С.49-53.

275. Бородулин Г. М., Мошкевич Е. И. Нержавеющая сталь. М.: Металлургия, 1973.-320 с.

276. Литвиненко Д. Л. Холоднокатаная нержавеющая сталь. М.: Металлургия, 1968.-168 с.

277. Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали М. : Металлургия, 1973.-205 с.

278. Апаев Б. А. Магнитный фазовый анализ М.: Металлургия, 1973. -280 с.

279. Теребова Н. А., Шабанова И. Н., Махнева Т. М. Рентгеноэлектронное исследование легированной хромом стали при температуре -196°С // М. :Изв. вузов РФ Металлы. -1997. -№ 3. С.49-51.

280. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1978. -464 с.

281. Малфорд Р. А., Брайент К. Л., Бенерджи С. К. и др. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов // Пер. с англ. М.: Металлургия, 1988. 551 с.

282. Гуляев А. П. Сопротивление хрупкому разрушению// Металловедение и термическая обработка металлов. 1992. -№ 2. - С.21- 26.

283. Гуляев А. П. О прочности // Металловедение и термическая обработка металлов. 1993. -№ 7. - С. 2 - 6.

284. Насибов А. Г. О хрупком разрушении металла (стали) и пути предупреждения аварий // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. -№ 8. - С.38.

285. Котречко С. А., Мешков Ю. Я., Никоненко Д. И, и др. Ударная вязкость судостроительных сталей и оценка их склонности к хрупкому разрушению // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. - № 3. - С.27 - 30.

286. Ватолин Н.Л., Моисеев Г.К., Трусов Б.Г. Термодинамическое моделирование в высокотемпературных неорганических системах. М.: Металлургия, 1994.-352с.

287. Nishizawa Т. An experimental study of the Fe-Cr-C and Fe-Cr-C system at 1000 °C // Scand. J. Metallurgy. -1977. Vol.6, № 2. - P.74 - 78.

288. Waldestrom M., Uhr emus В. A thermodynamic analysis of the Fe-Cr-C system // Scand. J. Metallurgy. 1977. -Vol.6, № 2. - P.202-210.

289. Горицкий В. M„ Шнейдеров Г. Р., Богданов В. И. Склонность к тепловой хрупкости мартенситноой Cr-Ni-Mo-стали с добавками титана и бора // Металловедение и термическая обработка металлов 1991. - № 5. -С.61-66.

290. Банных O.A., Блинов В. М. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ванадийсодержащие стали. М.: Наука, 1980. - 215 с.

291. Лахтин Ю.М., Коган Я. Д. Структура и прочность азотированных сплавов.- М.: Металлургия, 1982. 176 с.

292. Булгач А. А., Солодкин Г. А., Глиберман Л. А. Моделирование на ЭВМ кинетики роста нитридов в азотированном слое // Металловедение и термическая обработка металлов. -1984. -№ 1. -С.30-35.

293. Фромм Е., Гебхардт Е. Газы и углерод в металлах. М. :Металлургия, 1980.-710 с.

294. Швейкин Г. А., Алямовский С. К, Зайнулин Ю. Г. и др. Соединения переменного состава и твердые растворы //Свердловск : УНЦ АН СССР, 1984.

295. Солодкин А. Г., Лахтин Ю. М., Коган Я. Д. Прогнозирование состава карбонитридной фазы в зоне внутреннего азотирования сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. -1986. -№1. С.18 -19.

296. Akamatsu S., Hasebe М., Senuma Т., Matsumura У., Akisue О. Thermodinamic calculation of solute carbon and nitrogen in Nb and added extra-low carbon Steels //ISIJ Intern. -1994.-V.32,№ 1. -P.9-16.

297. Фраге H. P., Гувич Ю. Г., Соколова E. В., Чуманов В. И. Стабильность карбида титана в расплавах железа и никеля // Металлы. -1989. № 3. - С. 33 - 37.

298. Попов В. В. Диффузионное взаимодействие карбидов и нитридов переходных металлов 4-5 групп с железом и сталями // Физика металлов и металловедение. 1995. -№5. - С.107-116.

299. Лахтин Ю. М., Коган Я .Д., Солодкин Г. А. Механизм упрочнения азотированного слоя легированных сталей. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1983. -№ 2. -С.25-29.

300. Бабич В. К, Гуль Ю. П., Долженков Н. Е. Деформационное старение стали.- М.: Металлургия, 1972. 320 с.

301. Фавстов Ю. К. Н Заводская лаборатория. 1959. -№ 5. -С. 606

302. Шаршаков И. М., Пушкин И. С. /В кн.: Аналитические возможности метода внутреннего трения. М.: Наука, 1973. С.137

303. ДелермеДж. Ф., Гобин П. Ф. В кн.: Аналитические возможности метода внутреннего трения. М.: Наука, 1973. -С.145

304. Гуляев А. П. Металловедение. -М.: Металлургия, 1966. -196 с.

305. Ершов В. М. II Физика металлов и металловедение. -1973. -Т.35, вып. 4. -С. 1244-1248.

306. Соколов И. А., Уральский В. И. Остаточные напряжения и качество металлопродукции. М.: Металлургия, 1981. - 96 с.

307. Юшков В. К, Адамеску Р. А., Гапека Т. М., Макрушин А. Л., Махнев Е. С. Процессы деформации и текстурообразования при холодной прокатке мартенситностареющей стали ВНС-2 // Физика металлов и металловедение. -1981. -Т.52, вып.б.-С. 1289-1295.

308. Юшков В. И., Махнев Е. С., Адамеску Р. А., Гапека Т. М. Особенности текстурообразования при холодной прокатке мартенситностареющей стали ВНС-2УШ // Физика металлов и их соединений. Свердловск: УрГУ, 1981. - С. 101-106.

309. Сагарадзе В. В., Шабашов В. А., Юрчиков Е. Е., Кабанова И. Г. Регулирование коэффициента линейного расширения железо-никелевых инваров с ГЦК решеткой // Физика металлов и металловедение. - 1981. - Т.52.- С. 1320-1323.

310. Сверхмелкое зерно в металлах : перевод с англ. под ред. Л. К. Гордиенко. М.: Металлургия, 1973. - 384 с.

311. Apple С. A., Krauss G. The effect of heating rate on the martensite to austenite transformation in Fe-Ni-C alloys // Acta met. 1972. - V. 20. № 7. - P. 849-856.

312. Шнейдерман А .Ш. Оценка роли остаточного аустенита при превращении а-»у в сталях // Физика металлов и металловедение. 1980. - Т. 50, вып. 3. - С. 574-582.

313. Стрелков В. В. Разработка и применение методов определения кислорода, азота и водорода при производстве легированных сталей. Дисс.канд. хим. наук. М.: МИСиС, 1980.-С. 25.

314. Гончарова Н. В. Моделирование фазовых превращений в сплавах Fe-Cr при высоких температурах: дисс. канд. физ.- мат. наук. Ижевск : 2002. - 122 с.

315. Махнева Т. М. Влияние интенсивной пластической деформации на фазовые превращения в стали 08Х15Н5Д2Т при термообработке в замкнутом объёме // Ижевск : ИПМ УрО РАН. Химическая физика и мезоскопия.- 2008. -Т. 10, № 3. С. 336 -341.

316. Махнева Т. М., Дементьев В. Б. Фазовый состав подвергнутой интенсивной пластической деформации (ИПД) стали ВНС2 после закалки и старения в замкнутом объёме (30) //Ижевск : Вестник ИЖГТУ. 2009. - № 4. - С.54 - 58.

317. Юшкевич П. М. Всестороннее сжатие и фазовый наклеп остаточного аустенита // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1961. - № 7. -С. 11 -14.

318. Акаев Б. А., Вороненко Б. И., Мадянов С. А. Микронеоднородность аустенита сталиВНС-2 // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. -1971.-№11.-С. 72.

319. Мадянов С. А., Седов В. К, Апаев Б. А. Влияние химической неоднородности твердых растворов на хрупкость хромистых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1985. -№ 9. - С.38 - 42.

320. Шанк Ф. А. Структуры двойных сплавов // Перевод с англ. под ред. И.И. Новикова и И.Л. Рогельберга М.: Металлургия, 1973. 760 с.

321. Спиров JI. Е., Прутков А. Э., Данилов В. Ф., Бурнаков К. К. Условия образования стабильного аустенита в стали 000X1ЗН8Д2ТМ // Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов. 1977. - № 7. - С. 29 - 33.

322. Гончарова Н. В., Махнева Т. М. Методология исследования фазовых превращений в сплавах Fe-Cr в области высоких температур // Машиностроение. Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2005. - Т. 71, № 3. - С. 28-33.

323. Kinzel А. В., Crafts W. Alloys of Fe and Cr. New York, 1937. - Vol. 1. - 297 p.

324. Nishizawa T. An experimental study of the Fe-Cr-C and Fe-Cr-C system at 1000 °C // Scand. J. Metallurgy. 1977. -Vol.6. - № 2. -P.74 - 78.

325. Waldestrom M., Uhrenius B. A thermodynamic analysis of the Fe-Cr-C system // Scand. J. Metallurgy. 1977. - Vol.6. - № 2. - P.202-210.

326. Stevents S. M. Nitrogen in Iron and Steel // Weld. Res. Counc. Bull. 1992. -№369.-P. 3-38.

327. Pistorius P., Rooyen G. Composition and properties of ferritic stainlees steels with good weldability // Weld. World. -1995. -Vol. 36. -P.65-72.

328. Janovec J., Richarz B, Grabke H. J. Phase transformations and microstructure changes in a 12% Cr-steel during tempering at 1053 К // Steel research. 1994. - Vol.65, №10. -P.438-443.

329. Hertzman S., Jar IM. A thermodynamic analysis of the Fe-Cr-N-system // Met. Trans. A. -1987. Vol. 18, № 10. - P.l745-1752.

330. Nakamura N., Takaki S. a-»y Phase Transformation by nitrogen absorption in stainless steel // J. Japan Soc. Heat Tret. 1996. - Vol.36, № 4. - P.224-229.

331. Rowers I. C., White H., Doan R. Nitrogen addition to bbc-Fe // ISIJ Int. 1996. -Vol.36, № 7.-P.746-749.

332. Гончарова H. В., Махнева Т. M., Елсуков Е. П., Воронина Е. В. Влияние среды при термообработке на характеристики и свойства ферритного сплава // Вестник Удмуртского Университета. 1995. -№7. -С.119-124.

333. Ferritic stainless performs in elevated temperature furnace applications // Metallurgia. -1993. Vol. 60, № 8. - C.283.

334. Berns H. Martensitic high-nitrogen steels 11 Steel Research. 1992. - Vol.63, №8.-P. 343-347.

335. Wallbridge I. M., Parr I. G. Transiorinations in Fe-Cr // J. Iron. Inst. -1966. -№ 4.-P.l 11-123.

336. Pascover I. S„ Radcliffe S. V. Athermal Transformations in the Chromium Syste //Trans. Met. Soc. AIME. -1968. Vol.242, № 4. -P.673-681.

337. Мирзаев Д. А., Карзунов С. E„ Счастливцев В. М„ Яковлева Л. К, Харитонова Е. В. Гамма->альфа превращение в низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr // Физика металлов и металловедение. -1986. Т.61, вып.2. - С.ЗЗ 1-338.

338. Wilson Е. A. The у-»а transformation in low carbon irons // JSJI International. -1994.-Vol.33, № 8.-P.615-630.

339. Морозов A. H. Водород и азот в стали. М.: Металлургия, 1968. - 284с.

340. Гуляев А. П., Чаадаева М. С. Стабилизация остаточного аустенита И Журналтехнической физики. -1953. -Т.23, вып.2. С.252-264.

341. Fast J. D., Verrijp M. В Interaction of Metals and Gases // J. Iron Steel Inst. -1955.-Vol.180.-P.337-343.

342. Fast J. D. Gases in metals / London-Basingstoke, Macmillan Ppess, 1976. -260 p.

343. Крылов В. C„ Щербединский Г. В. Растворимость азота в легированных сталях в процессе азотирования при пониженном давлении // Изв. АН СССР. Металлы. -1978.-№3.-С. 193-195.

344. Мшинская И. Н., Томилин И. А. Растворимость азота в or-железе // Изв. АН СССР. Металлы. -1986. -№ 5. -С.132-140.

345. Гончарова Н. В., Махнева Т. М. Термодинамическая оценка растворимости азота в сплавах Fe-Cr // Физика и химия обработки материалов. 2000. - №1. - С.81-85.

346. Свидетельство № 3647 Россия, МКИ 6 G 01 № 25/00. Анализатор газа / Стрелков В. В. (Россия). № 95121005/20.1995. Бюл. № 2.

347. Murray S. W. Nitrogen solubility in solid Fe-Cr-Ni alloys // Scr. met. et mater. -1990. V.24. - № 9. - P. 1695-1696.

348. Гончарова H. В. Влияние азота и углерода на стабилизацию аустенита в Fe-Cr сплавах // М. : Материаловедение. 2002. - № 2. - С.20-26.

349. Уманский Я. С. Рентгенография металлов и полупроводников М: Металлургия, 1969.496 с.

350. Коган Я. Д., Коновалов Ю. А. Ресурсосберегающие технологии азотирования стали в замкнутом объеме // Металловедение и термическая обработка. -1991.-№ 5.-С.2-4.

351. Патент PCT(W О) С23С 8/14, С22С 38/44, 93/10274, 93.05.27. Способ создания пассивной оксидной пленки на основе оксида хрома и нержавеющей стали // Изобретения стран мира. -1994. Бюл. №9.

352. Патент РФ С23С 8/26, 2127330. Способ термической обработки для образования высокопрочного аустенитного поверхностного слоя в нержавеющих сталях- //1999.-Бюл. №7.

353. Махнева Т. М., Дементьев В. Б. Гончарова, Н. В. Технология азотирования высокопрочных нержавеющих сталей с нанокристаллической структурой //Ижевск : Вестник ИЖГТУ. 2010. - №1. - С. 26-29.

354. Махнев Е.С., Махнева Т.М. Кинетика мартенситного превращения в стали 1Х15Н4АМЗ// Технология легких сплавов. 1973.- № 8. - С. 97-98.

355. Махнева Т. М., Елсуков Е. П., Овечкин Л. В. и др. Фазовые превращения в сплаве при окислении. // Поверхность и новые материалы. Ижевск. 1988. - С.116.

356. Гончарова H. В., Махнева Т. М., Елсуков Е. П., Воронина Е. В. Фазовые и структурные переходы в феррнтном сплаве Х15 // Труды межд. конференции: Габрово, София. 1994. - Т. 1. - С. 152 - 154.

357. Капуткина Л. М, Сумин В. В., Базалеева К. О. Стабильность аустенита и дефекты упаковки в сталях с азотом. // Материаловедение. 2000. - № 4. - С. 38-42.

358. Костина М. В., Банных О. А., Блинов В. М., Дымов А. А. Легированные азотом хромистые коррозионно стойкие стали нового поколения. // Материаловедение. -2001.-№2.-С. 35-44.

359. Лившиц Б. Г., Крапошин В. С., Липецкий Я. Л. Физические свойстваУметаллов и сплавов. М. : Металлургия, 1980. - 320 с.

360. Металловедение и термическая обработка. Справочник под редакцией Я. Т. Гудцова М. : Металлургиздат, 1956. - 1204 с.

361. Лахтин Ю. М. Металловедение и термическая обработка. М. : Металлургия, 1977. - 406 с.

362. Araki Torn, Shibata Kohji, Tetsu to hagane. // J. Iron and Steel Inst. Jap. -1975. V. 61. -№ 9. - P. 2226-2237.

363. Титов П. В., Хандрос Л. Г. В сб. : Вопросы физики металлов и металловедения. - Киев : Наукова думка. - 1961. -№ 13. - С. 158- 166.

364. Бабанлы М. Б., Лободюк В. А., Матвеева H. M. II Сборник докладов Всесоюзной конференции по мартенситным превращениям в твердом теле (г. Косов, Украина, 7-11 октября 1991 г.). Киев : ИФМ АН Украины. - 1992. - С.338 - 342.

365. Бабанлы М. Б., Лободюк В. А. Установка для измерения электросопротивления тонких образцов в интервале температур (-196 + +600) °С // М. : Заводская лаборатория М. : Металлургия, 1993. - № 10. - С.23 - 24.

366. Попова Л. Е., Попов А. А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета раствора в сплавах титана. Справочник. - М. : Металлургия, 1991. - 503 с

367. Апаев Б. А. Фазовый магнитный анализ. М: Металлургия. - 1976. - 280 с.

368. Моисеев А. Н„ Изюмова Л. К, Усикова М. П., Эстрин Э. И. Кинетика и структурные особенности у-»а-полиморфного превращения в сплавах железо-никель II Физика металлов и металловедение. -1981. Т. 51, вып. 4. - С. 830-840.

369. Горелик С. С, Скаков Ю.А., Расторгуев Л. Н. Рентгенографический и электронографический анализ. —М. :МИСиС, 1994. -327 с.

370. Канунникова О.М., Гилъмутдинов Ф.З., Кожевников В.И., Трапезников В.А. Методы фотоэлектронных исследований неорганических материалов: Учеб. пособ. Ижевск : Изд-во Удм. ун-та, 1992. -250 с

371. Арцыбашев В.А. Гамма-метод измерения плотности. -М.: Атомиздат, 1965.

372. Швидковский Е.Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов. ГИТТЛ. -1955.

373. Абрамов О.В., Теумин И.И. И Физика металлов и металловедение.-1963. -Т. 15, вып. 5.

374. Schulz L.G. //-J. Appl.Phys. -1949. -V.20, №11. -Р.1030

375. Марков Ю.Н., Адамеску P.A. Рентгеновский метод оценки рассеяния кристаллографической текстуры // М.: Заводская лаборатория. -1971. -№1. -С.30-34.

376. Зигбан К, Нордлинг К, Фальман А. и др. Электронная спектроскопия. -М. : Мир, 1971.-493 с.

377. Анализ поверхности методами оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии / Под ред. Д. Бриггса, МЛ. Сиха.-Ы. :Мир, 1987.-599 с.