автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка экономнолегированных коррозионно-стойких хромоникельазотистых сталей для высоконагруженных деталей

Введение.

Глава 1. Структура и свойства коррозионно-стойких хромоникелевых мартенситных и мартенситно-аустенитных сталей высокой и повышенной прочности (литературный обзор).

1.1 Влияние легирующих элементов, термической обработки и пластической деформации на структуру и свойств углеродосодержащих сталей.

1.2 Влияние легирования, термической обработки и пластической деформации на структуру и свойств азотосодержащих сталей.

1.3 Влияние методов выплавки на формирование структуры и свойств сплавов.

Глава 2. Материалы и методы исследования.

2.1.1 Выплавка.

2.1.2 Ковка и прокатка.

2.1.3 Выплавка стали методом ВГНК.

2.2. Методы исследования.

Глава 3. Исследование влияния термической обработки и пластической деформации на структуру и механические свойства хромоникельазотистых сталей.

3.1 Влияние химического состава на механические свойства сталей.

3.2 Влияние термической обработки на структуру и механические свойства деформированного металла.

3.2.1 Влияние температуры закалки на структуру и свойства стали.

3.2.2 Влияние температуры отпуска на структуру и свойства закаленных сталей.

3.2.3 Влияние пластической деформации на структуру и свойства стали.

Глава 4. Закономерности формирования структуры и свойств стали

08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК. 4.1 Структура и свойства стали 08Х14АН4МДБ в литом ф состоянии.

4.2 Влияние термической обработки на структуру и механические свойства литой стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК.

4.3 Влияние пластической деформации на структуру и механические свойства стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК.

Глава 5. Физико-механические, технологические и специальные свойства ф металла опытно-промышленной выплавки новых сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ и внедрение этих сталей для изготовления крепежных деталей.

5.1 Влияние термической обработки на механические свойства сталей.

5.2 Влияние пластической деформации на структуру и свойства сталей.

5.3 Циклическая прочность сталей.

5.4 Ударная вязкость сталей.

5.5 Коррозионная стойкость сталей.

Ф 5.6 Изготовление крепежных деталей из сталей 05X16АН5 и

08Х14АН4МДБ промышленной выплавки.

Создание экономнолегированных хромоникелевых сталей для изготовления деталей и конструкций, работающих в условиях одновременного воздействия высоких статических, циклических и динамических нагрузок и коррозионной среды, является актуальной задачей. Аустенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали имеют высокую пластичность, хорошо деформируются и свариваются. К существенным недостатком этих сталей можно отнести низкую прочность и высокую температуру старения (для дисперсионно-твердеющих сталей), что обуславливает значительное коробление деталей при охлаждении. Мартенситные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали обладают высокой прочностью и меньшим короблением деталей при термической обработке, т.к. температура старения у них ниже по сравнению с аустенитными сталями. Однако из-за пониженной пластичности они трудно деформируются при изготовлении изделий.

Мартенситно-аустенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали при оптимальном легировании могут обладать положительными качествами аустенитных и мартенситных сталей и не иметь их отрицательных качеств. Среди применяющихся таких углеродосодержащих и азотосодержащих сталей лучший комплекс механических и коррозионных свойств достигается у последних , т.к. углеродосодержащие стали имеют пониженную пластичность и коррозионную стойкость из-за выделения карбидов типа Сг2зСб по границам зерен. Наиболее широкое распространение из азотосодержащих мертенситно-аустенитных сталей получила высокопрочная сталь 1Х15Н5АМЗ (отечественная ВНС-5 и зарубежная АМ-350 и АМ-355). Однако эта сталь, содержащая углерод, особенно в крупных сечениях, имеет склонность к выделению карбидов хрома по границам зерен, что приводит к резкому снижению трещиностойкости при низких температурах (КСТ=5Дж/см) и сопротивления коррозионному растрескиванию в камере солевого тумана (сткр=300 МПа) [1]. Кроме того, в этой стали высокое содержание дефицитного молибдена. Одним из перспективных путей решения отмеченной проблемы является разработка экономнолегированных высокопрочных коррозионно-стойких азотосодержащих хромоникелевых сталей с мартенситно-аустенитной структурой, не содержащей карбидов, 5-феррита и а-фазы, снижающих пластичность и коррозионную стойкость. Структура и свойства этих деформированных сталей недостаточно изучена. Отсутствуют такие данные о сталях, выплавленных методом высокоградиентной направленной кристаллизации, который снижает пористость и ликвацию в лопатках из никелевых сплавов.

В связи с этим целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств в процессе нагрева, охлаждения и пластической деформации коррозионно-стойких хромоникельазотистых сталей и разработка на этой основе новых экономнолегированных сталей для высоконагруженных деталей.

Основные выводы.

1. Для получения у экономнолегированных хромоникельазотистых сталей повышенных характеристик прочности, пластичности и коррозионной стойкости исследованы структура и свойства сталей, химический состав которых обеспечивает формирование структуры с заданным количеством мартенсита (75-80%) и аустенита (25-10%), не содержащей 8-феррита, ст-фазы и карбидов хрома.

2. Методом высокотемпературной рентгенографии установлены температурные зависимости содержания а и у-фаз, температурный интервал а-»у превращения (600-800°С) и температуры начала выделения (300°С) и конца растворения (1050°С) карбонитридов хрома в стали 08Х14АН4МДБ. Для стали 05X16АН5 методом ДТА при нагреве определены температуры начала и конца обратного а—>у превращения (470-680°С) и при охлаждении температупа начала мартенситного превращения (75°С).

3. Выявлены особенности структуры остаточного аустенита закаленной стали 08Х14АН4МДБ, который наблюдали в нескольких морфологических разновидностях: в виде тонких прослоек по границам а-кристаллов внутри пакета; в виде достаточно широких, протяженных областей между а-кристаллами в пакете и на стыке пакетов; в виде достаточно протяженных областей произвольной формы около границ бывших аустенитных зерен. Для субструктуры массивных областей остаточного аустенита характерно наличие высокой плотности нерасщепленных дислокаций и тонких протяженных двойников.

4. Установлены оптимальные режимы термической обработки сталей. Закалка от 1000°С и отпуск при 400°С обеспечивают у стали 05X16АН5 получение высоких характеристик прочности (ств=1530 МПа, ао,2=1320 МПа) и пластичности (8=23%, \|/=67%). Сталь 08Х14АН4МДБ что закалки от 1050°С, обработки холодом при -70°С-Зчас. и отпуска при 500°С имеет более высокую прочность (ав=1664 МПа, ст0>2=1466 МПа), но несколько пониженную пластичность (8=19%, \|/=61%).

5. Установлено, что холодная прокатка с обжатием 50-60% обеспечивает максимальное упрочнение (ав=1830-2150 МПа) у исследованных сталей. Лучшее сочетание высокой прочности (ав=1750-1800 МПа, а0,2=1380-1400 МПа) и повышенной пластичности (5=20-23%, \j/=50-58%) достигается у сталей после теплой прокатки при 300-500°С с обжатием около 60%.

6. Показано, что стали 05Х16АН5 и 08Х14АН4МДБ после всех изученных температур отпуска обладают высокой технологической пластичностью. При сжатии образцов со степенями обжатия 50, 60 и 70% трещины не образуются. Установлена предельная деформация до разрушения при различных температурах прокатки клиновых образцов за один проход, которая составляет при 20°С - 30%, 400°С - 75%, при 500-1000°С - без разрушения.

7. Установлено, что у исследованных сталей после закалки от 1050°С и отпуска при 400, 500 и 600°С скорость общей коррозии в 3,5% растворе NaCl уменьшается с увеличением выдержки до 600 часов. По сопротивлению коррозионному воздействию новые азотосодержащие стали превосходят сталь 08X18Н1 ОТ.

8. Установлено, что ВГНК по сравнению с традиционной технологией выплавки приводит к более однородному распределению легирующих элементов, уменьшению количества остаточного аустенита и отсутствию в структуре 5-феррита. Сталь 08Х14АН4МДБ, выплавленная методом ВГНК, после закалки от 1050°С и отпуска при 500°С-2час. обладает высокой прочностью (ав=1444 МПа, <70,2=1202 МПа) и повышенной пластичностью (5=26%, \j/=45%). Показана возможность использования высокопрочной стали 08Х14АН4МДБ для изготовления литых деталей, получаемых с применением метода ВГНК.

9. На ОАО «Нормаль» (г. Нижний Новгород) разработана и освоена технология изготовления из сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ широкой номенклатуры болтов и винтов с шестигранной, полукруглой и потайной головками, качества которых позволяют эксплуатировать их в различных изделиях авиационной, автомобильной и бытовой техники.

Заключение.

Таким образом, анализ и обобщение литературных данных по структуре и свойствам коррозионно-стойких мартенситных и мартенситно-аустенитных сталей показал, что азотосодержащие мартенситно-аустенитные стали существенно превосходят не содержащие азота стали, у которых из-за наличия в структуре карбидов хрома низкая пластичность и коррозионная стойкость. Азотосодержащие хромоникелевые мартенситно-аустенитные стали после термической обработки могут иметь высокий уровень прочности и повышенной пластичности. Однако такие стали содержат высокое содержание дорогих и дефицитных элементов, таких как молибден, кобальт и никель. Для повышения надежности и долговечности высоконагруженных деталей и изделий, работающих в условиях одновременного воздействия циклических, динамических нагрузок и коррозионной среды, могут быть использованы экономнолегированные стали с заданным содержанием мартенсита и аустенита и не содержащие карбидов хрома, 5-феррита и о-фазы, снижающих пластичность и коррозионную стойкость. Уровень и сочетание механических, химических и технологических свойств таких сталей будет определяться не только количеством, но и формой, распределением мартенсита, аустенита и карбонитридных фаз. В литературе отсутствуют такие систематические данные по особенностям структуры и её влияния на свойства стали. Кроме того, отсутствуют данные по закономерностям формирования структуры и свойств в литых сталях, полученных методом высокоградиентной направленной кристаллизации, т.к. этот метод, позволяющий снизить пористость и ликвацию, был разработан для получения лопаток из никелевых сплавов.

В связи с этим в данной работе были поставлены следующие основные задачи:

• исследование фазовых превращений при нагреве, охлаждении и пластической деформации;

• установление закономерностей изменения структуры и свойств хромоникельазотистых сталей в зависимости от режимов термической и термопластической обработки;

• изучение закономерности формирования структуры и свойств стали, выплавленной методом высокоградиентной направленной кристаллизации;

• изучение на металле промышленной выплавки статической, циклической прочности и технологической пластичности новых сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ;

• провести данные опытно-промышленное опробования новых сталей 05X16 АН5 и 08Х14АН4МДБ в качестве материала высоконагруженных деталей.

Глава 2. Материалы и методы исследования.

Анализ литературных данных показывает, что за основу разработки экономнолегированной стали с повышенной прочностью и пластичностью должна быть взята сталь типа Х15Н5Б, в которой углерод частично заменен азотом. Для максимально возможного упрочнения такой стали в процессе термической обработки при сохранении достаточной для практического использования пластичности суммарное содержание углерода и азота в ней должно быть повышено и введены добавки молибдена и меди и микродобавки ванадия и ниобия. Ниже приведено обоснование пределов легирования элементами, включенными в состав таких сталей.

Введение в сталь не менее 14,0 %Сг обусловлено обеспечением требуемой коррозионной стойкости и повышенной растворимости азота. При концентрации хрома более 16% и никеля менее 2-2,5% сталь будет иметь пониженную вязкость при отрицательных температурах из-за образования 5-феррита и повышенной температуры вязко-хрупкого перехода. Содержание 16% хрома в сталях позволяет получать равновесные содержания азота до ОД 3-0,15% даже при легировании стали 4-5% никеля, снижающего растворимость азота. Повышение содержания никеля более 6% в сталях, в связи с увеличением количества остаточного аустенита, способствует резкому снижению предела текучести. Предел прочности также чувствителен к изменению содержания никеля: при повышении его содержания от 5,5 до 8%> он снижается с 1350 до 950 МПа. Это связано с тем, что после достижения предела текучести при растяжении образуется меньшее количество мартенсита деформации, особенно при небольших степенях деформации. Снижение содержания никеля ниже 3% в стали с 16%Сг позволяет достичь равновесной концентрации азота 0,18-0,20. Введение в сталь типа Х16Н2 азота до 0,20% и углерода до 0,12% может обеспечить высокую прочность. При содержании углерода и азота более 0,12 и 0,20%, соответственно, трудно получить удовлетворительные показатели пластичности и ударной вязкости (из-за образования при тепловых выдержках большого количества карбидов хрома типа МгзСб и нитридов хрома типа M2N), а также трудно получить беспористый металл из-за # ограниченной растворимости азота в стали при кристаллизации.

Марганец в количестве 0,3-0,8% вводили в сталь для повышения растворимости азота и раскисления стали. При концентрации марганца более 0,8% и заданном содержании остальных легирующих элементов количество остаточного аустенита в стали может быть больше 30%, и как следствие меньше количество мартенсита, упрочняющего сталь.

Микролегирование стали ниобием и ванадием в количестве 0,05-0,1% обеспечивают получение мелкозернистой структуры. Увеличение их ф количества более 0,1%) будет приводить к снижению прочности из-за обеднения твердого раствора азотом и углеродом в результате образования карбонитридов ниобия.

Введение в сталь около 1% молибдена позволяет достичь более равномерного распределения нитридной фазы (способствующей сдерживанию роста зерна при тепловых выдержках), повышает растворимость азота и стойкость металла сварного шва против образования горячих трещин, коррозионную стойкость.

Добавки меди в количестве 0,3-0,5% способствуют повышению коррозионной стойкости стали с содержанием хрома не более 14% и позволяют увеличить количество остаточного аустенита, необходимого для повышения вязкости стали.

Таким образом, в отсутствие ванадия, молибдена и меди при минимальном содержании углерода (0,03-0,05%) и содержании азота -0,13% за базовый состав выбрана сталь типа 0Х(14-16)АН5, а для стали с добавками молибдена и меди - сталь 1Х14Н4АМДБ. Состав этих сталей обеспечивает после закалки мартенситную структуру с 10-25% остаточного аустенита, не содержащих 5-феррита.

При расчетах фазового состава сталей использовали полуколичественную структурную диаграмму Я.М. Потака и Е.А. Сагалевич для малоуглеродистых коррозионно-стойких сталей (рис. 2.1), учитывающую ф влияние азота и всех выше перечисленных элементов на количество аустенита, мартенсита и феррита.

Для того, чтобы, изменяя количественное соотношение между остаточным аустенитом (уост) и мартенситом (М«) в пределах 75-^95% Ма и 25-ь5%Уост> влиять на свойства мартенситных азотососодержащих сталей, получая сочетания высокой прочности и удовлетворительной пластичности, в рамках принятых для диаграммы Потака-Сагалевич ограничений необходимо иметь: - величину хромового эквивалента мартенситообразования СгэквМ = 20

• - [%Сг + l,5-%Ni + 0,7-%Si + 0,75-%Mn + КМ-(%С + %N) + 0,6-%Мо + 1,5-%V+ 0,2%Cu] в пределах от -4 до -9,5 (соответственно 5-25% уосф -величину хромового эквивалента ферритообразования Сгэквф = %Cr- l,5-%Ni + 2-%Si -0,75-%Mn- КФ(%С + %N) + %Мо + l,5-%V+0,9%Nb -0,5%Cu, ниже 6 (в структуре в этом случае будет отсутствовать феррит).

Км = 30-35, Кф = 28-31 при %C+%N= 0,17 - 0,30

Предел растворимости азота в сталях 0Х(14-16)АН5 и 1Х14Н4АМДБ рассчитывали с использованием параметров взаимодействия, полученных Фойхтингером: lg[N] = -lg[N]Fe - eNCr[Cr] - eNc[C] - eNMo[Mo] - eNv[V] - eNSi[Si] -Ф eNNi[Ni] - еы^СМп], где eNCr = -0,048; eNsi = +0,043; eNc = +0,118; eNMn = -0,024; eNMo -0,013; еыУ = -0,098; ец№ = +0,011. Расчет показал, что растворимость азота в этих сталях при максимальном содержании элементов, повышающих и понижающих ее, равна 0,21-0,26 и 0,15-0,21% соответственно.

Таким образом, выбраны составы сталей (масс.%): для стали, способной обеспечить предел текучести более 1300 МПа - С 0,03-0,07; N 0,11-0,18; Сг 14,0-15,0; Ni 4,8-5,8; Nb 0,03-0,08; Si 0,2-0,51; V 0,03-0,08; Fe и примеси -остальное, а для стали с пределом текучести более 1500 МПа состав (мас.%): С 0,08-0,12; N 0,12-0,18; Сг 14,0-16,0; Ni 2,5-4,8; Mo 0,6-1,0; Mn 0,3-0,8; Си 0,3

• 0,6; Nb 0,03-0,08; Si 0,2-0,5; Fe и примеси - остальное.

AvcmeHum

0x1 а ню

Аустенит + феррит

--16 tS о xishth>MZ

1X21HST

1X15H<lAHStr

Нартенсит * Феррит

СГ3мв.

2Х1ЛН9

X1SH9 о

X18HW

Х18Н9Т

Спраы М (мартенсита)

ЭИ736 Х15И5Д2Т

95% М

3X13 о

1Х12нгвмФ

Мартенсит

Па, км

2X11

0,25 (С* N) V.

0.05

0,15

-6-4,-2-0 2 U 6 8 10 12 14 Crfieff Хромобый эквивалент ферритообразования - "/.Cr-1,5* %Ni+2* 'ASi-0,75* '/. Мп

Рисунок 2.1 - Полуколичественная структурная диаграмма Я.М. Потака и Е.А. Сагалевич для деформируемых малоуглеродистых коррозионно-стойких сталей.

С учётом приведенного обоснования на ОАО Металлургический завод «Электросталь» были выплавлены стали состава, указанного в таблице 2.1.

1. Братухин А. Г. «Технологическое обеспечение высокого качества, надежности, ресурса авиационной техники» М.: Машиностроение, т.1, 1996, 524 с.

2. Liu Ning, Deng Zhonggang, Huang Menggen. "Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of martensitic-ferritic stainless steel containing 17%Cr and 2%Ni" // Materials Science and Technology, November 1991, vol 7, p.1057-1062.

3. Потак Я.М., Сачков В.В., Попова Л.С., Лавров В.И., Гращенков П.М. Нержавеющая сталь Х16Н6 (СН-2А, ЭП 288) переходного класса с высокой вязкостью // МиТОМ, 1968, №11, стр.4-7.

4. Pavlak Stanislav «Металловедение мартенситностареющих коррозионно-стойких сталей» Hutnik, 1976, 43, №7-8, с.342-357.

5. Азбукин В.Г., Башаева Е.Н., Мещерякова Т.Н. и др. "Повышение структурной стабильности мартенситной стали с регулируемым а->у превращением при отпуске" //МиТОМ. 1982, № 9. С. 10-13.

6. Карпов Л. П. «Влияние условий закалки на карбидную сетку в стали 07Х16Н6» МИОМ, 1993, №1, с.13-15.

7. Brady Richard R., Brickner Kenneth G. «Нержавеющая сталь с высоким сопротивлению коррозионому растрескиванию» Патент США С22С39/20, №3512960, заявл. 28.01.3, опубл. 19.05.70.

8. Murata J., Ohashi S., Ulmatsu «Современный прогресс высокопрочных нержавеющих сталей» J. Iron and Steel Inst. Jap., 1992, v. 78, №3.

9. Сабинина Т.Б., Окенко А.П. Исследование условий образования трещин в стали 10Х16НЧБ. МИТОМ. 1967. № 7, С. 33-35.

10. Галуненко И.П., Синявина Р.А., Лобжанидзе Р.Б., Катаев О.В., Гончарова Л.А. Снижение содержания дельта -феррита в стали 1Х16Н4БЮ //МИТОМ. 1972. № 11. С.73.

11. Черняковская С.Г., Красникова С.И., Сулименко А.В. Изменение дельта-феррита в стали 1Х16НЧБ при гомогенизации // МИТОМ. 1972. № 9. С. 6667.

12. Гольдштейн М.И., Грачёв С.В., Векслер Ю.Г. "Специальные стали". М. МИСиС, 1999, 408 с.

13. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Особенности сталей, легированных азотом // МиТОМ, 2000, №12, с 3 6.

14. Костина М.В., Баных О.А., Блинов В.М. Влияние пластической деформации и термической обработки на структуру и упрочнение азотистой стали 0Х16АН4Б // МиТОМ, 2001, №7, с 3 6.

15. Банных О.А.,. Блинов В.М, Костина М.В. и др. Патент №2052532 РФ. Нержавеющая сталь. 1996

16. Berns Н., Ehrhardt R. Carbon or nitrogen alloying quenched and tempered stainless steels a comparative study // Steel research. 1996. - Vol. 67. - P. 343 -349.

17. Horovitz M.B., Benduce Neto F., Garbogini A. Nitrogen bearing martensitic stainless steels: microstructure and properties // Iron and Steel Institute of Japan International. 1996. - Vol. 36, №7. - P. 738 - 745.

18. Berns H. Martensitic high-nitrogen steels // Steel research. 1992. - Vol. 63. -P. 343 - 347.

19. Goecmen A., Stein R., Solenthaler C. Precipitation behaviour and stability of nitrides in high nitrogen martensitic 9 % and 12 % chromium steels // Iron and Steel Institute of Japan International. 1996. - Vol. 36, Ne7. - P. 768 - 776.

20. Machado I.F., Padilho A.F. Precipitation behaviour of 25%Cr 5,5%Ni austenitic stainless steel containing 0,87% nitrogen // Steel research. - 1996. - Vol. 67. - P. 285 - 290.

21. Baumel A., Carius C. Zusammenhand zwischen anlabbehandlung und korrosion sverhalten von hartbaren nichtrostenden chromstahlen // Archiv fur das Eisenhuttenwesen. -1961. Bd. 32. - S. 237 - 249.

22. Нержавеющая сталь и ее обработка. Патент № 3253908 США, кл. 75-124

23. Жаропрочные стали с повышенной прочностью. Патент №2521, Япония, 10J172

24. Метастабильная аустенитная нержавеющая сталь. Патент № 3599320 США, кл. 29-527.7 (С22С39/20, В23Р17/00)

25. Нержавеющая сталь. А.с. 309064 СССР, С22С39/20

26. Влияние легирующих элементов на свойства дисперсионно-твердеющих нержавеющих сталей. Сасакура Тосихико, Куно Цуэно, Синдзи Киитиро. «Тэцу то хаганэ, J. Iron/ and Steel Inst. Japan», 1969, 55, №9, 831-838

27. Нержавеющая сталь. Патент № 3253966 США, кл. 148-38

28. Дисперсионнотвердеющая нержавеющая сталь AISI 634. "Alloy Digest", 1967, Jan.

29. Высокопрочные нержавеющие стали АМ-350 и АМ-355 как конструкционный материал. Мак-Канн. Space/Aeronaut, 1960, 33, №2, 79-80, 84, 89-90, 94

30. Высокопрочная нержавеющая сталь АМ-355. Агген. 1959, 183, №14, 7477

31. Изучение нержавеющей стали с 17% Сг, 4% Ni и 4% Си. Сообщение 2. Влияние Ni, С и N на свойства холоднокатаных сталей. Окамото, Танака, Сато, Nippon kinzoku qekkasi, J. Japan inst. Metals, 1958, 22, №10, 504-508

32. Улучшенная нержавеющая сталь. Патент № 1207603, Англ. С7А, (С22С39/26)

33. Коррозионно-стойкая дисперсионнотвердеющая сталь. Заявка 54-71025, Япония, ЮЛ 72, (С22С38/44)

34. Дисперсионнотвердеющая нержавеющая сталь с хорошей усталостной прочностью в морской воде и высокими антикоррозионными свойствами. Патент №49-13127, Япония, 10J172, (С22С39/22)

35. ТМО нержавеющей стали переходного класса со стареющим мартенситом Х15Н5АМЗ. Доронин И. В. «Физ. и химия обработки металлов», 1977, №1, 143-144

36. Нестабильная аустенитная нержавеющая сталь с улучшенными свойствами. Патент № 1350434, Англ. С7А, (С22С39/26)

37. Нержавеющие стали и сплавы в авиации и реактивной технике. Sanderson L. "Aircraft Eng.", 1976, 48, №12, 24-27.

38. Низкоуглеродистая мартенситная нержавеющая сталь. Патент №5131085, Япония, ЮЛ72, (С22С38/40)

39. Pyromet 350 (мартенситная и (или) дисперсионнотвердеющая нержавеющая сталь). "Alloy Dig.", 1974, May

40. Мартенситная нержавеющая сталь. Патент № 93134, ПНР С22С38/40

41. Высокопрочная нержавеющая сталь. Патент № 4849166 США, МКИ4 С22С38/42

42. Автоматная нержавеющая сталь. А.с. 711158 СССР, С22С38/60

43. Carpenter Moly Ascoloy (мартенситная нержавеющая сталь). "Alloy Dig.", 1985, Sept.

44. Механические свойства высокопрочной нержавеющей стали NSSHT 200. Hirotsu Sadao, "Nisshin Steel Techn. Rept", 1987, №57, 54-63

45. Коррозионно-стойкая сталь. A.c. 1144405 СССР, МКИ4 C22C38/50

46. Мартенситная нержавеющая сталь для нефтепроводных труб. Заявка 6254063, Япония, МКИС22С38/40, С22С38/30

47. Хромистая сталь с метастабильной структурой. Патент № 138502, ПНР МКИ С22С38/40

48. Автоматная нержавеющая сталь. А.с. 711158 СССР, С22С38/60

49. Коррозионно-стойкая сталь. А.с. 834222 СССР, С22С38/44

50. Коррозионно-стойкая сталь. А.с. 947219 СССР, С22С38/44

51. Нержавеющая сталь. А.с. 1629347 СССР, МКИ5 С22С38/44

52. Влияние N и Ni на обрабатываемость в горячем состоянии мартенситных нержавеющих сталей. Takaoka Tatsuo е. а. // Дзайре то пуросэсу =Curr. Adv. Mater. And Proc. 1991, 4, №3, c.893

53. Новая 15% Cr мартенситная нержавеющая сталь для нефтепромыслового оборудования. Ishizawa Yoshi-ici, Minami Yusuke, Hashizume Shuji, Takaoka Tatsuo// NKK Techn. Rev. 1992, 64, c. 15-20

54. Высокопрочная коррозионно-стойкая сталь аустенито-мартенситного класса. Патент № 2164546 Россия МПК7, С22С38/52

55. Коррозионно-стойкая сталь для прокладок двигателя и способ ее получения. Патент № 6338762 США, МПК7 C21D8/00, C21D9/00

56. Микроструктура и прочность на растяжение двухфазной нержавеющей стали, легированной азотом. Berns Н., Kleff J., Krauss G., Foley R. P. // Met. And Mater. Trans. A. 1996, 27, №7, ciol 845-1859

57. Коррозионно-стойкая сталь. А. с. №834222. Головенко С. А. и др.

58. Нержавеющая сталь для упрочнения азотом. Заявка 4411795 ФРГ, МКИ6 С22С38/44

59. Сталь. Патент № 2024643 Россия МКИ5, С22С38/04

60. Жаростойкая и стойкая против ползучести сталь с мартенситной структурой, полученной путем улучшения. Заявка 4436874 ФРГ, МКИ6 С22С38/30

61. Мартенситная хромистая сталь. Заявка 4212966 ФРГ, МКИ5 С22С38/18

62. Строкатов Р. Д., Буркова С. П. Влияние температуры и времени выдержки при старении на прочностные характеристики высокоазотистой проволоки 18Х15Н6АМЗ. // Актуал. пробл. прочн.: Тез. Докл. 1 Междунар. Конф., Новгород, 1994, ч.2, с.48

63. Капуткина JI. М., Свяжин А. Г., Прокошкина В. Г., Киндоп В. Э., Клунцев Д. Ю. Мартенситное превращение и процессы старения в хромоникелевых сталях с азотом. // Изв. Вузов. Чер. Металлургия. 1997, №1, с.20-24

64. Туляков Г. А., Петрова М. С., Харина И. Л., Гусева И. А. Влияние азота на структуру и свойства аустенито-мартенстной стали Х15Н5М2 для лопаток ЦНД паровых турбин. Высокоазотистые стали: Тр. 1 всес. Конф., Киев, 1990, с. 358-363

65. Сопротивление ползучести 12% Cr-Mo-V-Nb-стали для роторов паровых турбин. Thauvin G., Coulon A., badeau J. P. // Mem. Et etud. Sci. Rev. met. 1992, 89, №6, c. 337-347

66. Макаров А. В., Коршунов Л. Г., Счастливцев В. М., Черненко Н. Л. Износостойкость азотосодержащих нержавеющих мартенситных сталей. Прочность и разрушение материалов и конструкций: Сб. докл. Всерос. Науч.-техн. Конф., Орск, 1998, Т. 1, с.67-75

67. Высокопрочные, обладающие повышенной вязкостью, листы из мартенситной нержавеющей стали, способ торможения растрескивания кромок при холодной прокатке листов и способ изготовления листов. Заявка 1118687 ЕВП, МПК7 С22СЗ 8/54, C21D6/00.

68. Лопатка паровой турбины, паровая турбина и электростанция с их использованием. Заявка 1067206 ЕВП, МПК7С22С38/48, С22С38/44.

69. А.с. 829716, БИ18 от 15.05.81г.

70. Коррозионно-стойкие трубы для нефтяных скважин и способ их получения. Заявка 1514950 ЕВП, МПК7 С22СЗ 8/00

71. Двухфазные коррозионно-стойкие стали Патент № 6623569 США, МПК С22С38/58, C21D9/00

72. Нержавеющая сталь А.с. №1822445 СССР, МКИ5 С22С38/40

73. Ложников Ю. И. Кандидатская диссертация. Горячая деформация, структура и свойства азотосодержащих сталей различного назначения. 2004.74. Сталь. А.с. №4882908

74. Новая 15% Сг мартенситная нержавеющая сталь для нефтепромыслового оборудования.

75. Нержавеющая сталь с высоким сопротивлением коррозионному растрескиванию. Пат. США №3512960

76. Вознесенская Н. М., Изотов В. И., Ульянова Н. В. и др. Структура и свойства высокопрочной нержавеющей стали. М., МиТОМ, 1971, №1, с.32-35.

77. Банных О.А., Блинов В.М. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ванадийсодержащие стали. // М. Наука, -1980-, 190 с.

78. Шапиро М. Б. Сб. «Итоги науки и техники», серия «Металлургия», вып. «Металловедение и термическая обработка». ВИНИТИ, 1965, с. 132-136.

79. Colangelo V. J. Transactions of the Metallurgical Society AIME, 1965, v.233, №2, p.319-329.

80. Мелькунов И. H., Виноград М. И. Клюев М. М. «Улучшение качества высокопрочной нержавеющей стали 1Х15Н5АМ2», Сталь, 1970, №5, с.460-463.

81. Потак М. Я. и др. Сб. «Металловедение и термическая обработка металлов» Материалы научно-технической конференци, Пермь, 1966.

82. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А. Новое в технологии производства лопаток ГТД. М., Аэрокосмический курьер, № 2, 1999, с.60-62.

83. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А. Получение монокристаллических лопаток ГТД высокоградиентной направленной кристаллизацией. М., Авиационная промышленность, № 1, 2000, с.53-56.

84. Бондаренко Ю. А., Каблов Е. Н. Направленная кристаллизация жаропрочных сплавов с повышенным температурным градиентом. М., МиТОМ, 2002, №7, с.20-23.

85. Бондаренко Ю. А., Каблов Е. Н. Морозова Г. И. Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на структуру и фазовый состав жаропрочного сплава типа ReneN5. М., МиТОМ, 1999, №2, с. 15-18.

86. Бондаренко Ю. А. Перспективы технологии направленной кристаллизации крупногабаритных рабочих лопаток наземных газовых турбин. М., Материаловедение, 1998, №7, с. 21-25.

87. Бондаренко Ю.А., Каблов Е.Н., Морозова Г.И. Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на структуру и фазовый состав жаропрочного сплава типа ReneN5. М., Митом, 1999, № 2, С. 15-18.

88. Счастливцев В. М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. JI. «Структура термически обработанной стали» М.: Металлургия, 1994. 288 с.

89. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976.

90. Левин Е.Е. Микроскопическое исследование металлов. М.: Машгиз, 1955, с. 88.

91. Немировский Ю.Р., Немировский М.Р. Матрицы ориентационных соотношений при фазовых превращений и двойниковании. // Заводская лаборатория, 1975, т. 41, №11, с. 1347-1353.

92. Немировский Ю.Р., Немировский М.Р. Определение ориентационных соотношений при мартенситных гцк-оцк превращениях в сплавах железа, не содержащих остаточного аустенита. // ФММ, 1975, т. 39, вып. 4, с. 782-786.

93. Игнатов Д.В. Электроннографический метод исследования процессов окисления металлов. // М., АН СССР, ИМЕТ, 1959.

94. Г. Нейбер. Концентрации напряжений. М.: Гостехиздат, 1947, 204с.

95. Новиков В. И. Кандидатская диссертация. Исследование и разработка высокопрочных коррозионно-стойких сталей с регулируемым мартенситным превращением для паяно-сварных узлов криогенной техники. 2003.

96. Утверждаю» еральный директор 1.0 «Нормаль»д.т.н.В.А.Володин 2006г.

97. Утверждаю» Д и р е кто р^ИМШч йм. А. А. Ба й ко ва академу!човиеристый гоатв^йШГедения)^ 2006 г1. АКТвнедрения новой высокопрочной коррозионно-стойкой азотосодержащей мартенситно-аустенитной стали 05Х16Н5АБ-Ш.

98. От ИМЕТ им. A.A. Байкова РАН

99. Начальник сектора лаб.№1, д.т.н. Бондаренко IO.A. е^^А—л.

100. Начальник лаборатории №5, к.т.н. Шалькевич kfc. ^jJd-^, U^t-P

101. Зав.лаб.№7, акад. РАН Банных О.А.

102. Г.н.с, проф., д.т.н. Блинов В.М.вед. инж. Афанасьев И. А