автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Структурные аспекты прочности и трещиностойкости низкоуглеродистых конструкционных сталей

На правахрукописи

СИМОНОВ Юрий Николаевич

СТРУКТУРНЫЕ АСПЕКТЫ ПРОЧНОСТИ И ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

05.02.01 - Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Пермь - 2004

Работа выполнена в Пермском государственном техническом университете

Научный консультант:

доктор технических наук, профессор Клейнер Леонид Михайлович

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Сагарадзе Виктор Владимирович

доктор физико-математических наук, профессор Спивак Лев Волькович

доктор технических наук, профессор Колмогоров Герман Леонидович

Ведущая организация:

ОАО «Нижегородский машиностроительный завод»

Зашита состоится 17 декабря 2004 г. в 10 часов на заседании диссертационного совета Д 212.188.02 при Пермском государственном техническом университете (614000, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, ауд. 212).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке 111 ТУ.

Автореферат разослан «<^¿7 » О/С/УЖ^рЛ"

2004 г.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Основной проблемой отечественного машиностроения является повышение конкурентоспособности выпускаемой продукции. Важнейший аспект решения этой проблемы заключается в разработке технологичных конструкционных материалов и режимов их термической обработки, обеспечивающих высокую работоспособность деталей машин и механизмов. Эксплуатационные характеристики тесно связаны с трещиностойкостью материала, то есть с его способностью сопротивляться развитию трещин. В связи с локальностью процессов пластической деформации, происходящих перед фронтом растущей трещины, роль структурных факторов в формировании уровня трещиностойкости конструкционных сталей является чрезвычайно важной.

Базовой структурой высокопрочных конструкционных сталей является мартенсит. Однако получение мартенситной структуры в традиционных среднеуглеродистых сталях сопровождается снижением трещиностойкости. Реальный путь сохранения высокого уровня трещиностойкости конструкционных сталей с мартенситной структурой — это снижение в них содержания углерода. Вследствие особенностей строения низкоуглеродистого пакетного мартенсита закономерности влияния структурных факторов на трещиностойкость низкоуглеродистых сталей могут оказаться существенно другими по отношению к среднеуглеродистым сталям, поэтому необходимость исследования закономерностей влияния структурных факторов на трещино-стойкость низкоуглеродистых сталей является весьма актуальной. Поскольку в большинстве случаев конструкции из сталей с высоким уровнем прочности в процессе эксплуатации подвержены действию статических, динамических и циклических нагрузок, необходима оценка трещиностойкости при различных способах нагружения.

Снижение содержания углерода приводит к улучшению основных технологических свойств конструкционных сталей, таких как свариваемость, склонность к короблению и деформации при закалке, способность деформироваться в холодном состоянии и др. Однако для традиционных низкоуглеродистых сталей существует проблема низкой устойчивости переохлажденного аустенита, поэтому для получения мартенситной структуры даже в небольших сечениях такие стали требуют охлаждения с высокими скоростями. В то же время с точки зрения технологичности наиболее приемлемым способом является медленное закалочное охлаждение.

В настоящее время известны две группы низкоуглеродистых сталей мартенситного класса с высокой устойчивостью аустенита, обеспечивающей получение структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении: мартенситно-стареющие стали (МСС) и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС). Для эффективного управления уровнем конструкционной прочности НМС и МСС необходимо установить общие закономерности влияния структурных факторов на прочность, микро

и трещиностойкость этих сталей.

| СП

оа

НАЦИ01

лио

Цель работы; Установить закономерности влияния структурных факторов на трещиностойкость и разработать принципы эффективного управления конструкционной прочностью низкоуглеродистых

конструкционных сталей со структурой пакетного мартенсита.

Научная новизна работы:

1. Установлены общие закономерности влияния структурного состояния на изменение трещиностойкости закаленных и отпущенных углеродистых и низколегированных сталей и построены диаграммы максимальной трещиностойкости, характеризующие структуру, которая обеспечивает максимальную трещиностойкость.

2. Предложен микромеханизм подрастания околопороговой усталостной трещины и на его основе разработана модель ее роста в сталях со структурой мартенсита и дисперсного сорбита отпуска; сформулированы условия реализации различных видов субтранскристаллитной усталости.

3. Сформулированы принципы легирования сталей с содержанием углерода 0,10...0,15 %, обеспечивающие получение структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении, главный из которых заключается в легировании сталей непрерывным рядом карбидообразующих элементов, при этом их концентрация должна в определенном соотношении уменьшаться по мере увеличения склонности к образованию карбидов.

4. Установлены закономерности влияния структурного состояния на прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных и мартенситно-стареющих сталей. Показано, что при условии сохранения повышенного уровня прочности наиболее высоким комплексом характеристик трещиностойкости низкоуглеродистые мартенситные стали обладают при сохранении структуры пакетного мартенсита. Найдены закономерности влияния размерных параметров структуры пакетного мартенсита на прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных и мартенситно-стареющих сталей. Установлен факт повышения пороговой циклической трещиностойкости по мере укрупнения пакетов и реек мартенсита.

5. Решена задача комплексного повышения трещиностойкости сталей с пакетно-реечным строением а-фазы за счет остаточного и ревертированного аустенита. Установлены закономерности формирования в мартенситно-стареющих сталях остаточного и ревертированного аустенита и их влияния на разные виды трещиностойкости. Выявлена возможность управления уровнем прочности и трещиностойкости мартенситно-стареющих сталей за счет получения различных соотношений остаточного и ревертированного аустенита. Установлена возможность комплексного повышения трещиностойкости кремнистых конструкционных сталей с пакетно-реечным строением а-фазы при сохранении высокого уровня прочности за счет получения в структуре 20...25 % остаточного аустенита с повышенной стабильностью.

Практическая значимость и реализация результатов работы состоит в использовании найденных зависимостей прочности и трещиностойкости от параметров структуры для разработки новых конструкционных сталей, прогнозирования уровня характеристик механических свойств и корректировки на этой основе режимов термической обработки.

1. На основе сформулированных принципов легирования предложена новая группа технологичных низкоуглеродистых мартенситных сталей - НМС повышенной прочности. Разработана рациональная технология термического упрочнения изделий большого сечения, обеспечивающая надежность получения заданной конструкционной прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей. Разработаны технические условия № РГ. 163-2002 «Поковки из конструкционной стали 12Х2Г2НМФБ».

Показана целесообразность и экономическая эффективность замены мартенситно-стареющей стали 03X11 Ш0М2Т-ВД (ЭП678У-ВД) на более технологичную низкоуглеродистую мартенситную сталь 12Х2Г2НМФБ для изготовления крупных термоупрочненных заготовок роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки.

1. Разработана и передана в промышленность техническая документация на изготовление термоупрочненных заготовок роторных колес из стали 12Х2Г2НМФБ. Технологический процесс изготовления деталей с применением стали 12Х2Г2НМФБ освоен на ОАО НПО «Искра», г. Пермь. Изготовлена промышленная партия роторных колес из стали 12Х2Г2НМФБ.

2. На основе установленных закономерностей влияния стабильности остаточного аустенита на прочность и трещиностойкость кремнистых конструкционных сталей со структурой пакетно-реечной а-фазы разработаны режимы термической обработки, обеспечивающие комплексное повышение трещиностойкости при сохранении высокого уровня прочности.

3. Установленные закономерности влияния остаточного и ревертирован-ного аустенита на разные виды трещиностойкости мартенситно-стареющих сталей позволили разработать технологию термической обработки, обеспечивающую повышение трещиностойкости стали 03Н18К9М5Т как при однократном, так и при циклическом нагружении.

Апробация результатов работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на 23 региональных, всероссийских, всесоюзных и международных научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях: VII, IX, XI, XII, XIV, XV, XVI и XVII Уральские школы металловедов-термистов (Свердловск, 1983, 1985, 1989; Пермь, 1991; Ижевск, 1998; Екатеринбург, 2000; Уфа, 2002; Киров, 2004); 2 и 3 собрания металловедов России (Рязань, 1994; Пенза, 1996), всесоюзный семинар «Термическая обработка сталей и сплавов» (Киев, 1983); семинар «Проблемы транспортного металловедения» (Москва, ВНИИЖТ, 1983); семинар «Трещиностойкость и структура конструкционных материалов» (Москва, МДНТП, 1985); Всесоюзная научно-техническая конференция «Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки» (Запорожье, 1989); международная конференция «Черная

металлургия России и стран СНГ в XXI веке» (Москва, 1994); Всероссийская научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии» (Москва, ЦАГИ, 1994); Российская научно-техническая конференция «Фундаментальные проблемы металлургии» (Екатеринбург, УГТУ, 1995); международная конференция «Актуальные проблемы материаловедения в металлургии» (Новокузнецк, 1997, 1999); международная конференция по мартенситным превращениям памяти Г.В. Курдюмова, КиМ1КОМ-99 (Москва, 1999); международная конференция «Наука-образование-производство в решении экологических проблем», «Экология-99» (Уфа, 1999); региональная конференция «Лучший опыт проекта Ролл в Уральском регионе» (Екатеринбург, 2000); международный семинар «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов», (Москва, 2001).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано более 60 работ. Основное содержание диссертации представлено в 35 работах.

Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, восьми глав и заключения. Работа изложена на 383 страницах машинописного текста, содержит 107 рисунков, 54 таблицы и список литературы из 248 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении изложена общая характеристика работы, обоснована актуальность и основные направления работы, сформулирована цель работы.

Первая глава посвящена выбору критериев для оценки трещиностойкости низкоуглеродистых сталей при статическом, динамическом и циклическом нагружении. На основании анализа литературных данных для сталей с низким содержанием углерода, которые в ходе испытания, в зависимости от структурного состояния и условий нагружения, могут испытывать как хрупкое, так и вязкое разрушение, для оценки статической трещиностойкости (СТ) выбран предел трещиностойкости 1с, для оценки динамической трещиностойкости (ДТ) - удельная работа развития трещины КСТ. Уровень циклической трещиностойкости (ЦТ) оценивали на основе сравнительного анализа диаграмм циклической трещиностойкости (ДЦТ), которые представляют собой зависимость скорости роста трещины V, от размаха коэффициента интенсивности напряжений построенную в двойных

логарифмических координатах. Количественными характеристиками ЦТ можно считать значения ДК при фиксированных значениях V (например, ДК,/, = ДК при У= Ю'10 м/цикл л ) , а также параметр п -

- степенной показатель в уравнении Париса.

Вторая глава посвящена исследованию влияния структурного состояния на трещиностойкость углеродистых и низколегированных сталей с различным содержанием углерода (09Г2С, 35 и 80). Структуру сталей варьировали изменением температуры отпуска от 200 до 650 °С. Показано, что максимальная ДТ и циклическая трещиностойкость на околопороговом участке ДЦТ (ЦТО независимо от содержания углерода реализуется после высокого отпуска. Характер СТ и циклической трещиностойкости в пределах Парисовского участка ДЦТ при изменении температуры отпуска зависит от содержания углерода. Установлено, что в высокоуглеродистой стали СТ и ЦТг с повышением температуры отпуска увеличиваются. В средне-углеродистой стали СТ и ЦТг изменяются экстремально с максимумом при температуре отпуска 500 °С. В стали с низким содержанием углерода максимальные уровни СТ и ЦГг достигаются после низкого отпуска, а с повышением температуры отпуска наблюдается снижение СТ и ЦТ^.

Все данные, полученные в работе, а также данные литературных источников обобщены в виде диаграмм максимальной трещиностойкости (ДМТ). ДМТ представляет собой график зависимости температуры отпуска, которая соответствует максимальному уровню трещиностойкости, от содержания углерода в углеродистых и низколегированных сталях. ДМТ позволяют предсказать поведение конкретной углеродистой или низколегированной стали после того или иного режима отпуска и определить температурный интервал отпуска, соответствующий максимальной трещиностойкости как при однократном, так и при циклическом нагружении. Статистическое исследование тонкой структуры закаленных и отпущенных сталей с различным содержанием углерода дало возможность нанести на поле ДМТ карту структурных состояний (рис. 1).

Содержание углерода,

Рис. 1. Полная диаграмма максимальной трещиностойкости углеродистых и низколегированных сталей с нанесенной на нее картой структурных состояний (Сотп - сорбит отпуска; ДСотп - дисперсный сорбит отпуска; Тотп - троостит отпуска; РМ - реечный (пакетный) мартенсит; ПМ - пластинчатый мартенсит)

Показано, что в сталях с низким содержанием углерода максимальному уровню СТ и ЦТ2 соответствует структура пакетного мартенсита, а максимальному уровню ДТ и ЦТ[ - смешанная структура дисперсного (нерекристаллизованного) сорбита отпуска и сорбита отпуска. В высокоуглеродистых сталях максимуму всех видов трещиностойкости соответствует структура дисперсного сорбита отпуска. В среднеуглеродистых сталях максимуму СТ и ЦТг соответствует структура дисперсного сорбита отпуска, а максимуму ДТ и - смешанная структура дисперсного сорбита отпуска и сорбита отпуска.

Систематическое изучение микромеханизмов разрушения позволило нанести на поле ДМТ карту микромеханизмов разрушения, которые реализуются в сталях с различным содержанием углерода при повышении температуры отпуска, и установить закономерную связь между уровнем трещиностойкости (ДТ, СТ, ЦТ) и механизмом роста трещины. Например, максимальный уровень ЦТ2 соответствует исключительно усталостным механизмам подрастания трещины: на поверхности изломов в этих случаях наблюдаются транскристаллитные и (или) субстранскристаллитные бороздки. Снижение уровня ЦТ2 низко- и среднеуглеродистых сталей в высоко-отпущенном состоянии связано с активизацией однократного механизма расслоений по плоскостям скольжения, а низкий уровень ЦТ2 средне-и высокоуглеродистых сталей в низкоотпущенном состоянии связан с активизацией механизма межзеренного скола.

Сравнительный анализ тонкой структуры, микромеханизмов роста трещины и характеристик ЦТ2 низкоотпущенных сталей показал, что повышение наблюдаемое по мере уменьшения содержания углерода

в углеродистых и низколегированных сталях, связано с уменьшением доли пластинчатого мартенсита и, как следствие, с уменьшением доли фасеток межзеренного скола при заданном значении

Установлено, что в высокоотпущенных сталях снижение уровня ЦТ2 по мере уменьшения содержания углерода связано со все более полным протеканием процессов рекристаллизации а-матрицы и, как следствие, с включением в процесс подрастания трещины механизма расслоения по плоскостям скольжения. Фрактографически это проявляется в том, что при заданном значении увеличивается доля площади излома, занятого участками «плато».

На основе электронно-микроскопического исследования критической дислокационной структуры, которая формируется в объеме зоны циклической пластической деформации (ЗЦПД), и данных, полученных методом электронной фрактографии, изучен микромеханизм и предложены модели роста пороговой усталостной трещины в сталях со структурой пакетного мартенсита и дисперсного сорбита отпуска. Показано, что в сталях с мартенсит-ной структурой трещина, ориентируясь вдоль продольной оси мартенситных кристаллов, подрастает на шаг, равный расстоянию между стенками критической дислокационной структуры (КДС). КДС формируется в объеме ЗЦПД в процессе циклического нагружения и представляет собой плотные

дислокационные жгуты, ориентированные поперек мартенситных кристаллов. В сталях со структурой дисперсного сорбита отпуска усталостная трещина не создает новых субграниц, а использует границы субзерен а-фазы, которые сформировались в процессе отпуска. Трещина при этом ориентируется поперек субзерен а-фазы и подрастает на шаг, равный ширине субзерен. Эти микромеханизмы роста околопороговой усталостной трещины предложено называть субтранскристаллитной усталостью (СТУ), а рельефные составляющие - субтранкристаллитными бороздками (СТБ).

Выявлены условия, при которых реализуется та или другая разновидность субтранскристаллитной усталости. Показано, что если при ДК = ДК^ размер ЗЦПД меньше поперечного размера элемента субструктуры, то реализуется первая разновидность СТУ. Близкий уровень ДК,/, всех исследованных сталей с мартенситной структурой объясняется именно тем, что независимо от содержания углерода в них реализуется только этот механизм подрастания околопороговой усталостной трещины.

Если же размер ЗЦПД больше поперечного размера субструктурного элемента, реализуется вторая разновидность СТУ. Этот случай имеет место в сталях со структурой дисперсного сорбита отпуска. Увеличение ДК,h сталей со структурой дисперсного сорбита отпуска по мере повышения содержания углерода связано с увеличением объемной доли цементитных карбидов, которые, являясь дополнительными «аккумуляторами» дислокаций, задерживают их накопление в границах субзерен, способствуя тем самым увеличению числа циклов нагружения, необходимого для очередного скачка усталостной трещины.

Построены диаграммы конструкционной прочности (ДКП) для закаленных и отпущенных углеродистых и низколегированных сталей. В связи с тем, что при низких значениях предела текучести корректное определение вязкости разрушения затруднено, построение ДКП для конструкционных сталей обычно ограничивают уровнем Оо,2 ä 800... 1000 МПа. Использование в качестве критерия статической трещиностойкости характеристики предела трещиностойкости позволило снять ограничения с уровня предела текучести и построить полную диаграмму конструкционной прочности или диаграмму предельной трещиностойкости. Такая диаграмма представляет собой единую зависимость между уровнем сопротивления пластической деформации и статической трещиностойкостью материала при всех видах разрушения, как хрупких, так и квазихрупких и вязких.

Для закаленных и отпущенных углеродистых и низколегированных сталей построена зависимость 1с~СТо,2> которая свидетельствует о том, что максимальный уровень CT реализуется при Оо,2 = 800.. .900 МПа.

Построение зависимостей ДК*-Оод и и-ао.2 показывает, что максимальный уровень ЦТг наблюдается практически при такой же прочности В низкоуглеродистых сталях такой уровень прочности достигается, когда сталь имеет структуру пакетного мартенсита, то есть после закалки и низкого отпуска.

Таким образом, низкоуглеродистый пакетный мартенсит является перспективной базовой структурой для создания высокотехнологичных конструкционных сталей. Сталь с такой структурой при высоком уровне прочности обладает высокой трещиностойкостью как при однократном, так и при циклическом нагружении.

В третьей главе на основе анализа результатов исследования кинетики фазовых превращений низкоуглеродистого аустенита, структуры и характеристик механических свойств низкоуглеродистых сталей сформулированы подходы к разработке химического состава, позволяющие обеспечить получение структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении низкоуглеродистых мартенситных сталей повышенной прочности, содержащих 0,10.. .0,15 % углерода:

а) в твердом растворе необходимо наличие карбидообразующих элементов с постепенно повышающимся сродством к углероду, причем концентрация этих элементов должна в определенном соотношении уменьшаться по мере повышения их карбидообразующей способности;

б) температурный интервал мартенситного превращения должен быть таким, чтобы, с одной стороны, избежать появления пластинчатого мартенсита, а с другой - не допустить активного протекания процессов отпуска в свежеполученном пакетном мартенсите.

В качестве материалов для данной части исследования были взяты три марки НМС: 12Х2Г2НМФТ — сталь с повышенным уровнем прочности, химический состав которой в максимальной степени соответствует изложенному выше принципу легирования, соотношение концентраций элементов для нее составляет:

08Х2Г2ФБ - представитель группы экономнолегированных НМС, в составе которой отсутствует молибден и, следовательно, нарушается непрерывность цепочки элементов-карбидообразователей; 07ХЗГНМ - промышленная НМС, особенностями которой являются отсутствие сильных карбидообразователей и высокое положение температуры начала сдвигового превращения Для сравнения была взята бейнитная сталь 15Х2ГМФ.

Исследование кинетики у-а-превращения не выявило в стали 12Х2Г2НМФТ областей нормального и бейнитного превращения, а микроструктурные исследования подтвердили наличие в структуре только пакетно-реечной о1-фазы как в результате изотермической обработки при различных температурах, так и в результате непрерывного охлаждения в широком диапазоне скоростей. Прочность, ударная вязкость и динамическая трещиностойкость стали 12Х2Г2НМФТ не изменяются как при увеличении длительности изотермической выдержки (до 3 ч), так и при уменьшении скорости охлаждения от 150 до 0,03 град/с (рис. 2). Электронно-микроскопическими исследованиями, проведенными на большом количестве фольг (не менее 10) и полей (не менее 100) с использованием темнопольного и микродифракционного анализа не обнаружено характерных для бейнитной структуры регулярных выделений карбидов и остаточного аустенита.

Рис. 2. Влияние скорости охлаждения на характеристики механических свойств сталей 07ХЗГНМ (а), 08Х2Г2ФБ (б), 12Х2Г2НМФТ(в) и 15Х2ГМФ(г)

Снижение ударной вязкости и динамической трещиностойкости, наблюдаемое в стали 12Х2Г2НМФТ при скорости охлаждения 0,0044 град/с, скорее всего, обусловлено выделением небольшого количества карбидов из мартенсита (автоотпуск).

Результаты исследований стали 08Х2Г2ФБ иллюстрируют важную роль, которую играет наличие непрерывного ряда карбидообразователей. Соотношение основных легирующих элементов в стали 08Х2Г2ФБ практически такое же, как и в 12Х2Г2НМФТ. Однако из-за отсутствия молибдена ряд карбидообразующих элементов оказывается нарушенным. Следствием этого является процесс выделения из аустенита спецкарбидов ванадия (или ниобия), фиксируемый при скоростях охлаждения менее 1 град/с по повышению температуры начала мартенситного превращения на 25...30 °С по сравнению с Мн, определенной в изотермических условиях. Быстрый перенос образца с температуры аустенитизации до температур на 10... 15 °С выше Мнизот, позволяющий подавить формирование спецкарбидов, приводит к тому, что при последующем медленном охлаждении наблюдается смещение Мн на 20...25 °С вниз. Выделение спецкарбидов дестабилизирует аустенит, поэтому при охлаждении со скоростью 0,15 град/с в стали 08Х2Г2ФБ образуется нижний бейнит, а при еще меньшей скорости (0,0044 град/с) -верхний бейнит. Прочность стали 08Х2Г2ФБ снижается в результате охлаждения со скоростью 0,035 град/с, ударная вязкость — после охлаждения со скоростью 0,15 град/с. Наиболее чувствительной к появлению немартенситных продуктов превращения оказывается динамическая трещиностойкость, которая снижается в результате охлаждения со скоростью 3,5 град/с.

В стали 07ХЗГНМ содержание марганца и молибдена меньше, чем в стали 12Х2Г2НМФТ, а сильные карбидообразователи отсутствуют. Недостаточное легирование стали 07X3 ГНМ является причиной появления распада аустенита в области нормального превращения: после охлаждения со скоростью 0,15 град/с при температурах 700...600 °С фиксировали нарастание количества а-фазы (10... 12 %), а в структуре после охлаждения наблюдали я 12... 15 % ферритной составляющей. Вместе с тем, можно отметить, что появление небольшого количества феррита в стали 07ХЗГНМ не приводит к значительной дестабилизации аустенита, поскольку при охлаждении в интервале 600...500 °С дальнейшего нарастания доли а-фазы не наблюдается. Кроме того, варьирование режимов охлаждения (непрерывное охлаждение со скоростью 0,15 град/с или быстрый перенос с температуры аустенитизации на температуру и последующее охлаждение

со скоростью 0,15 град/с) не приводит к изменению положения Мн, что говорит о неизменности состава аустенита.

Высокое положение температуры начала мартенситного превращения является еще одной особенностью стали 07ХЗГНМ. С одной стороны, в условиях конкуренции мартенситного и бейнитного механизмов высокая Мн способствует реализации именно мартенситного превращения, но с другой стороны, в условиях медленного охлаждения появляется

возможность протекания процессов автоотпуска свежеполученного мартенсита. Этот процесс следует признать нежелательным, поскольку отпуск НМС в интервале температур 350...550 °С приводит к охрупчиванию из-за формирования сегрегации и дисперсных выделений карбидных фаз. Электронно-микроскопическими исследованиями структуры стали 07ХЗГНМ не выявлено бейнитной структуры, поэтому именно с отпускным охрупчиванием в процессе замедленного охлаждения свежеполученного мартенсита следует связывать снижение динамической трещиностойкости НМС 07ХЗГНМ, наблюдаемое при уменьшении скорости охлаждения с 3,5 до 0,15 град/с.

В стали 15Х2ГМФ присутствуют все необходимые легирующие элементы, однако их количественные соотношения существенно иные относительно стали 12Х2Г2НМФТ: во-первых, в 15Х2ГМФ повышено содержание углерода; во-вторых, содержание марганца и молибдена понижено, а ванадия - повышено. Это приводит к общей дестабилизации аустенита, что проявляется в протекании превращения как в нормальной, так и в бейнитной области. Структуру пакетного мартенсита в стали 15Х2ГМФ фиксировали только после охлаждения в воде, а верхний бейнит формируется уже при охлаждении на воздухе Характеристики прочности

непрерывно снижаются по мере уменьшения скорости охлаждения, при этом ударная вязкость и динамическая трещиностой кость находятся на низком уровне и не повышаются по мере снижения прочности до значений Сто,2 = 600 МПа.

Сравнительная оценка НМС и бейнитной стали 15Х2ГМФ по прочности и хладостойкости (хладостойкость оценивали по критерию Т50) показала, что структура низкоуглеродистого пакетного мартенсита обеспечивает наиболее высокое сочетание характеристик прочности и хладостойкости.

Таким образом, выполнение принципа последовательного и сбалансированного легирования сталей с содержанием углерода 0,10...0,15 % позволяет обеспечить гарантированное получение структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении и, как следствие, получить высокий уровень прочности при высокой ударной вязкости, динамической трещиностойкости и хладостойкости.

В четвертой главе рассмотрено влияние структурных изменений при отпуске низкоуглеродистого мартенсита на прочность и трещиностойкость НМС, проведена оценка технологичности этих сталей, а также показана возможность дополнительного повышения прочности НМС за счет дисперсионного упрочнения низкоуглеродистого мартенсита.

По изменению удельного электросопротивления модельных сплавов Х4Г2 и промышленных сталей типа ХЗГНМ с различным содержанием углерода показано, что по мере увеличения содержания углерода от 0,03 до 0,10 % температура начала процессов распада твердого раствора в НМС закономерно снижается с 500...550 °С до 300...350 °С. Структурно процессы распада проявляются в том, что в наиболее крупных рейках мартенсита

наблюдаются чрезвычайно дисперсные квазихаотически ориентированные карбидные выделения.

Предел прочности НМС не изменяется при отпуске до 500...550 °С. Сопротивление малым пластическим деформациям (сго.г, сгпц) меняется экстремально с максимумом при температуре, зависящей от содержания углерода: в стали с содержанием 0,07 % С повышение ао.г и опц наблюдается до 550 СС, в то время как в стали с 0,11 % С максимальный уровень сопротивления малым пластическим деформациям наблюдали при отпуске 350 °С.

Ударная вязкость НМС системы ХЗГНМ при отпуске до 200...300 °С остается неизменной. Некоторое повышение динамической трещиностойкости связано с релаксацией локальных пиковых микронапряжений. При дальнейшем повышении температуры отпуска до 500...550 °С наблюдается снижение ударной вязкости и динамической трещиностойкости. Необходимо отметить, что во всех исследуемых сталях минимальные значения KCU и КСТ достигаются в одном и том же интервале температур отпуска (500...550 °С) и имеют практически одинаковый уровень (KCU = 0,8...0,9 МДж/м2; КСТ = = 0,1...0,15 МДж/м2).

Исследования, проведенные на сплавах Х4Г2, свидетельствуют о том, что температура двухчасового отпуска, соответствующая минимальному уровню КСТ, зависит от содержания углерода и снижается с 550 °С у сплавов с низким содержанием углерода до 500 °С у сплава с содержанием углерода 0,1 %. Такую же закономерность наблюдали у НМС промышленной выплавки, при этом в стали 07ХЗГНМ минимум КСТ наблюдали после отпуска при 550 °С, а в сталях 08ХЗГНМ и 11 ХЗГНМ - после отпуска при 500 °С. Таким образом, при содержании углерода около 0,08 % температура отпуска, соответствующая максимальному охрупчиванию НМС типа ХЗГНМ, снижается с 550 до 500 °С.

Ранее полагали, что снижение ударной вязкости НМС, наблюдаемое при температурах отпуска 500... 550 °С, связано с проявлением обратимой отпускной хрупкости (ООХ). Однако проверка на обратимость показала, что НМС данной системы легирования не склонны к ООХ. Электронно-фрактографический анализ показал, что независимо от режима отпуска в НМС типа ХЗГНМ реализуются внутризеренные микромеханизмы разрушения: квазискол и ямочное разрушение. Признаков межзеренного разрушения, характерного для ООХ, не выявлено. Следовательно, охрупчивание НМС при отпуске связано с выделением карбидов в кристаллах а-фазы.

Статическая трещиностойкость НМС непосредственно после закалки находится на высоком уровне: 1с = 100... 130 МПа м"2. При отпуске до 350...400 °С наблюдается небольшое повышение CT: 1с возрастает на 10.. .15 % (от 104 до 112 МПа м1/2 для стали 07X3 ГНМ; от 115 до 126 МПа мш для стали 10ХЗГНМ; от 129 до 138 МПа м1® для стали 12Х2Г2НМФТ). При более высоких температурах отпуска наблюдается либо монотонное снижение СТ (сталь 12Х2Г2НМФТ), либо экстремальная зависимость с минимумом после отпуска при 500...550 °С (НМС типа ХЗГНМ).

Закономерности изменения циклической трещиностойкости исследованных НМС одинаковы и сводятся к тому, что с повышением температуры отпуска ЦТ изменяется так же, как и трещиностойкость при однократном нагружении. Наиболее высокими характеристиками ЦТ НМС обладают после закалки и низкого отпуска, а минимальные значения зафиксированы после отпуска при 500...550°С(табл. 1).

Таким образом, непосредственно после закалки охлаждением на воздухе, в том числе и с деформационного нагрева, а также в широком диапазоне температур отпуска (до 350...400 °С) НМС типа ХЗГНМ и Х2Г2НМФТ при высоком уровне прочности обладают высокой трещино-стойкостью как при однократном, так и при циклическом нагружении.

Во второй части данной главы проведена оценка технологических свойств НМС. Отличие НМС от других групп конструкционных сталей заключается в том, что они содержат небольшое количество углерода (0,07...0,15 %) и, кроме того, комплексно и сбалансированно легированы хромом, марганцем, никелем, молибденом и другими элементами, что существенно увеличивает устойчивость переохлажденного аустенита в области нормального превращения, а также исключает развитие бейнитного распада. Отличия в химическом составе, незначительные на первый взгляд, приводят к тому, что технологические свойства НМС (прокаливаемость, склонность к деформации и короблению при закалке, свариваемость и др.) существенно и выгодно отличаются от аналогичных характеристик традиционных сталей. Так, оценка влияния легирования на устойчивость аустенита (исследовано более 30 композиций) показала, что в зависимости от системы легирования в НМС можно получить прокаливаемость, достаточную для закалки при охлаждении на воздухе изделий сечением до 1500 мм. Важным преимуществом НМС является также отсутствие склонности к образованию холодных и горячих трещин при сварке без подогрева в термоупрочненном состоянии.

В третьей части данной главы показана возможность дисперсионного упрочнения НМС карбидами ванадия, дисперсными выделениями на основе меди и интерметаллидами типа АВ. Установлено, что формирование в структуре пакетного мартенсита карбидов ванадия (стали 07ХЗГФ0,5Т, 07ХЗГФо,9Т, закалка с 950 °С в воде и отпуск при 500...550 °С), хотя и приводит к повышению прочности на 180...200 МПа, однако сопровождается снижением ударной вязкости, динамической и статической трещиностойкости и не может считаться перспективным.

Таблица 1 Параметры ЦТ НМС 07ХЗГНМ

Температура отпуска, °С Параметры ЦТ, МПа м"'4 (кроме и)

ДК., ДК -j ДК* ДК.« п

Без отпуска 18,5 20 38 80 3,4

100 18,5 22 40 82 3,2

200 19,5 24 41 83 3,2

300 17,0 20 38 79 3,1

400 14 19,5 30 68 3,1

550 13,5 18 27 62 3,1

650 17,5 19 31 78 2,8

П р и м е ч а н и е: ДК -9, ДК ДК", ДК ^ - размах коэффициента интенсивности напряжений при скорости росте трещин соответственно 10"', 1(Г8, 10"', 10м/цикл; п - тангенс угла наклона Парисовского участка диаграммы циклической трещиностойкости.

Легирование НМС типа ХЗГНМ медью в количестве и 1 % позволяет повысить уровень прочности примерно на 100 МПа при неизменном уровне пластичности, ударной вязкости и небольшом снижении статической трещиностойкости. Например, НМС 12ХЗГНМЮД после закалки с 950 °С на воздухе и отпуска при 450 °С в течение 10... 12 ч (или 475 °С в течение 2 ч) обладает следующим комплексом характеристик механических свойств: ств= 1250...1270 МПа, с0.2 = 1000...1010 МПа, 5 = 20...22 %, v = 61...63 %, KCU = 0,7...0,8 МДж/м2, КСТ = 0,15...0,20 МДж/м2,1с = 102...105 МПа мш.

Установлено, что наиболее перспективным является упрочнение НМС дисперсными интерметаллидами. На примере НМС системы НЗМЗБ показано, что формирование в процессе отпуска выделений ^-фазы (Mo, Nb)(Fe, Ni) позволяет повысить прочность НМС на 200...250 МПа при сохранении высокого уровня пластичности, ударной вязкости и трещиностойкости. Так, сталь 10НЗМЗБ после закалки на воздухе с температуры горячей деформации и отпуска при температуре 500...550 °С обеспечивает Gr = 1300... 1350 МПа, 0о,2 = 1000...1050 МПа, б = 20...22 %, у = 61...63 %, KCU = 1,0...1,2 МДж/м2, КСТ = 0,25...0,30 МДж/м2,1с = 85...90 МПа м,/2.

Таким образом, наиболее высоким сочетанием прочности и трещино-стойкости НМС обладают при условии получения и сохранения структуры пакетного мартенсита. Это дает возможность существенно упростить цикл упрочняющей термической обработки и повысить технологичность изготовления деталей и конструкций.

Выделение карбидов при отпуске в интервале 350...550 °С снижает трещиностойкость НМС, а процессы полигонизации и рекристаллизации -фазы, протекающие при более высоких температурах, приводят к существенному снижению прочности.

В пятой главе приведены результаты исследования влияния типа и дисперсности интерметаллидных выделений на прочность и трещино-стойкость МСС. Основные исследования проведены на МСС 03X11Н10М2Т (ЭП-678), 03X11Н10М2Т1 (ЭП-679) и 03Н18К9М5Т (МС-200).

Непосредственно после закалки все исследуемые МСС имеют примерно одинаковый уровень прочности

который обусловлен формированием в результате закалки структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита.

Отпуск МСС до температуры 440...450 °С не приводит к видимым изменениям в тонкой структуре, однако исследование стали ЭП-678 показало, что начиная с температур отпуска 370...380 °С наблюдается резкое снижение удельного электросопротивления, свидетельствующее о существенном обеднении твердого раствора. При этих же температурах реализуется закрепление дислокаций, которое проявляется в скачкообразном уменьшении тангенса угла наклона амплитудно-зависимого участка кривой внутреннего трения. Проведенный комплекс исследований позволяет утверждать, что в интервале температур отпуска 370...440 °С в МСС происходит формирова-

ние промежуточной интерметаллидной фазы, когерентной матрице. При более высоких температурах отпуска (480...520 °С) внутри кристаллов-реек наблюдаются некогерентные столбчатые выделения гексагональной фазы NijTi ДЛИНОЙ да 100 нм и диаметром » 30 НМ. Дальнейшее повышение температуры отпуска до 560 °С активизирует процессы коагуляции, поэтому плотность выделений уменьшается, а их размеры увеличиваются (длина » 200 нм, диаметр « 70 нм).

Проведение двухступенчатого отпуска по схеме «низкотемпературный + высокотемпературный отпуск» позволяет получать в МСС наиболее дисперсные некогерентные выделения Ni3Ti. Исследования изменения прочности и удельного электросопротивления показали, что предварительный низкотемпературный отпуск активизирует процессы выделения и замедляет коагуляцию некогерентной упрочняющей фазы.

Характеристики прочности МСС меняются экстремально с максимумом при температурах отпуска, соответствующих формированию дисперсных некогерентных выделений (480...500 °С). Применение двухступенчатого отпуска позволяет дополнительно повысить прочность на 8... 10 %. Динамическая трещииостойкость минимальна на стадии формирования когерентных выделений (отпуск при

статическая трещииостойкость при этом находится на высоком уровне

При дальнейшем повышении температуры отпуска наблюдается увеличение ДТ до 0,2...0,25 МДж/м2 (отпуск при 490...500 °С) и далее до 0,3...0,4 МДж/м2 (отпуск при 550...560 °С). Статическая трещииостойкость МСС при повышении температуры отпускало 490...500 °С снижается (1с = 95... 105 МПа М,/3), а при дальнейшем повышении температуры до 550...560 °С предел трещиностойкости увеличивается до уровня закаленного состояния (1С = 130... 140 МПа м"2).

Формирование чрезвычайно дисперсных выделений, имеющих диаметр ~ 15 нм, при двухступенчатом отпуске (отпуск 300 + 500 °С) приводит к снижению динамической и статической трещиностойкости на 25...35 % по сравнению с обычным отпуском при 500 °С, когда диаметр выделений составляет

Таким образом, общие закономерности изменения статической и динамической трещиностойкости МСС заключаются в том, что ДТ и СТ уменьшаются по мере увеличения дисперсности некогерентных выделений (отпуск 560 отпуск 500 ->• отпуск 300 + 500 °С). Различие в поведении этих характеристик состоит в том, что при наличии когерентных выделений ДТ снижается до минимума, а СТ принимает максимальные значения.

Из анализа построенных диаграмм циклической трещиностойкости следует, что максимальным сопротивлением росту усталостной трещины МСС обладают в закаленном состоянии (табл. 2). Увеличение дисперсности некогерентных выделений приводит к заметному снижению характеристик ЦТ во всем исследованном диапазоне изменения ДК. В случае упрочнения МСС когерентными выделениями (отпуск 440 °С) существенное снижение ЦТ

наблюдается только в низкоамплитудной области, а при высоких АК МСС, упрочненные когерентными выделениями,

обладают даже более высоким уровнем ЦТ, чем непосредственно после закалки.

Таким образом, наиболее приемлемым сочетанием прочности и трещиностойкости МСС обладают при формировании некогерентных выделений определенной дисперсности: d» 30 нм. При большей дисперсности упрочняющей фазы происходит общее снижение трещиностойкости, а при меньшей - снижение прочности.

Шестая глава посвящена изучению закономерностей влияния размерных параметров пакетного мартенсита на прочность и трещиностойкость НМС и МСС. Установлено, что укрупнение размеров мартенситных пакетов и реек, происходящее в результате повышения температуры нагрева под закалку, практически не влияет на уровень прочности исследованных сталей. Динамическая трещиностойкость, как и следовало ожидать, снижается.

В отличие от ДТ статическая трещиностойкость НМС и МСС слабо зависит от размеров элементов микроструктуры пакетного мартенсита. Можно отметить тенденцию к снижению 1с НМС и некоторое повышение 1с МСС. Так, например, при увеличении размера пакетов с 5 до 15 мкм, а зерен аустенита с 15 до 60 мкм после закалки в интервале 900... 1100 °С и отпуска при 200 °С 1с снижается у стали 07ХЗГНМ с 108 до 103 МПа м"2, 11ХЗГНМ -

- с 127 до 118 МПа м1/2, а у стали 12Х2Г2НМФТ - с 135 до 120 МПа м"2. Для МСС 03Х11Н10М2Т (ЭП678) после закалки в интервале 900... 1200 °С и отпуска на максимальную прочность при 500 °С 1с увеличивается с 102 до 111 МПа М,/2, а после двухступенчатого отпуска 300 + 500 °С -

- с 77 до 88 МПам"2.

Прицельный фрактографический анализ в зонах стабильного подрастания трещины, проведенный на образцах, прошедших испытания на СТ, показал, что по мере укрупнения пакетов мартенсита и аустенитных зерен ямочный рельеф постепенно сменяется все более крупными фасетками квазискола. Одновременно следует отметить увеличение высоты гребней микропластической деформации, которые располагаются по границам фасеток. Характерная конфигурация гребней и расстояние между ними позволяют заключить, что гребни формируются в результате микропластической деформации границ зерен.

Таким образом, на изменение СТ НМС и МСС по мере укрупнения элементов микроструктуры оказывают влияние два фактора. Смена микромеханизма старта и стабильного подрастания трещины с вязкого на

Таблица 2

Параметры ЦТ МСС ЭП678

Температура отпуска, °С Параметры ЦТ, МПа м"г (кроме л)

ДК-, ДК* ДК-6 п

Без отпуска 12,5 17,5 38 100 2,2

300 9,0 15,2 34,5 102 2,1

440 7,5 13,0 28 109 1,8

500 8,5 14,0 31 80 2,3

560 10,5 15,8 31 88 2,2

300 + 500 5,8 10,5 21,5 62 2,1

квазихрупкий должна привести к снижению характеристик СТ. Однако по мере повышения температуры нагрева под закалку происходит постепенное растворение зернограничных неметаллических включений и диффузия примесных атомов с границ в тело зерна. Эти процессы приводят к тому, что предельная пластическая деформация все более «чистых» границ зерен увеличивается, и это должно приводить к увеличению СТ. Характер изменения СТ НМС и МСС по мере укрупнения элементов микроструктуры зависит от вклада этих факторов (смена микромеханизма старта трещины с вязкого на квазихрупкий и увеличение предельной деформации границ зерен).

Исследование дисперсионно-упрочняемых НМС показало, что характер изменения их статической трещиностойкости при укрупнении элементов микроструктуры в решающей степени зависит от типа дисперсных выделений. Сталь упрочненная дисперсными карбидами ванадия, уже после

закалки на мелкое зерно (900...950 °С) имеет низкий уровень характеристик СТ: 1с = 57...58 МПа м"2. При относительно небольшом укрупнении зерна характеристики СТ еще более снижаются (1с = 38 МПа М1'2), на поверхности изломов всегда наблюдаются фасетки межзеренного скола. Построение зависимостей - средний размер зерна, показало наличие

линейной связи между этими параметрами.

Иначе ведет себя сталь 10НЗМЗБ, упрочненная интерметаллидными выделениям %-фазы. По сравнению со сталью с карбидным упрочнением при одинаковом размере зерна аустенита (15... 17 мкм) и близком уровне сопротивления пластической деформации сталь 10НЗМЗБ обладает не только значительно более высокой ДТ и СТ, но и тенденцией к некоторому повышению СТ при укрупнении элементов микроструктуры. Фракто-графическая картина в зоне стабильного роста трещины аналогична наблюдаемой на МСС ЭП678.

Укрупнение элементов структуры пакетного мартенсита НМС 07X3 ГНМ и МСС ЭП678 всегда приводит к существенному увеличению сопротивления росту усталостной трещины в околопороговой области. Рельефной составляющей усталостных изломов в околопороговой области во всех случаях являются фестоны с субтранскристаллитными бороздками. Отличительными особенностями субструктурной усталости крупнозернистых НМС и МСС являются более широкие фестоны, несколько больший шаг бороздок и признаки смятия поверхности излома.

Показано, что повышение низкоамплитудной циклической трещино-стойкости низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита по мере укрупнения элементов структуры объясняется одновременным действием двух факторов. Этот эффект связан, во-первых, со снижением эффективного ДК за счет локального схватывания берегов трещины, которое фиксируется по смятию поверхностей излома, и, во-вторых, с увеличением числа циклов нагружения, необходимого для очередного микроскачка трещины в связи с изменившимся соотношением между размером ЗЦПД и размером элемента микроструктуры (пакета мартенсита), внутри которого происходит увеличение плотности дислокаций.

По мере увеличения ДК различия в скорости роста трещины НМС и МСС с крупным и мелким зерном уменьшаются. В высокоамплитудной области (при ДК £ 75 МПа М1/2) циклическая трещиностойкость НМС 07ХЗГНМ с крупным зерном становится несколько ниже, чем у мелкозернистой стали, а циклическая трещиностойкость МСС ЭП678 с крупным зерном остается на более высоком уровне, чем у стали с мелким зерном. Данные электронно-фрактографического анализа свидетельствуют о том, что при высоких ДК в крупнозернистой НМС 07ХЗГНМ наряду с транскристаллитными бороздками наблюдаются фасетки транскристаллитного скола, в то время как в МСС ЭП678 транскристаллитные бороздки остаются доминирующей рельефной составляющей изломов.

Установленные закономерности влияния размеров элементов микроструктуры на трещиностойкость низкоуглеродистых сталей с пакетным мартенситом позволяют, учитывая конкретные условия эксплуатации детали или конструкции, в определенных пределах управлять уровнем трещиностойкости этих сталей. Так, если условия эксплуатации исключают возможность динамического нагружения, но предполагают вибрации и циклические нагрузки, то укрупнение мартенситного комплекса оказывается весьма полезным. Если же при работе конструкция подвергается действию динамических нагрузок, необходимо обеспечить минимально возможный при данной технологии термообработки размер зерен и пакетов мартенсита. Наконец, можно повысить температуру нагрева под закалку настолько, чтобы динамическая трещиностойкость снизилась незначительно, а околопороговая циклическая трещиностойкость увеличилась.

В седьмой главе решена задача дополнительного повышения трещиностойкости сталей с реечно-пакетным строением альфа-фазы за счет остаточного и ревертированного аустенита.

В первом разделе показано, что, варьируя температуру и длительность изотермической выдержки, в структуре кремнистых сталей 38ХС, 60С2, 70С2 можно получать наряду с низкоуглеродистой а-фазой примерно одинаковые количества (20...30 %) остаточного аустенита различной стабильности. Так, например, в стали 38ХС, прошедшей изотермическую выдержку при 420 °С в течение 20 мин, фиксировали 25...28 % глобулярного Аост, который практически полностью превращался в результате охлаждения в жидком азоте, а изотермическая обработка при 370 °С приводила к появлению в структуре 23...25 % реечного Аост» относительная степень превращения которого в жидком азоте составляла не более 25 %.

Анализ трещиностойкости сталей 38ХС и 60С2 со стабильным и нестабильным свидетельствует, что повышение относительной

термической стабильности остаточного аустенита и одновременный переход к реечной морфологии приводит к существенному повышению

статической трещиностойкости (в 2 раза), динамической трещиностойкости при

положительных температурах (в 4... 6 раз), а также циклической трещиностойкости в пределах Парисовского участка.

Кроме того, показано, что присутствие в структуре стали 38ХС 20...30 % остаточного аустенита независимо от уровня его стабильности позволяет существенно повысить околопороговую циклическую трещиностойкость конструкционной стали со структурой реечной а-фазы.

Сравнение характеристик прочности и трещиностойкости стали 38ХС после стандартной термообработки на структуру троостита отпуска (закалка и отпуск при 400 °С) и после изотермической обработки на структуру реечной а-фазы со стабильным (структура бескарбидного бейнита) показало, что

при близком уровне прочности (сТо,2 = 1200...1300 МПа) сталь со стабильным обладает более высокой ударной вязкостью (кси = 0,75 и 1,2 МДж/м2) и трешиностойкостью как при однократном (КСТ = 0,2 И 0,3 МДж/мг; 1с = 79 и 113 МПа м1Л), так и при циклическом нагружении, причем отдельно следует отметить значительно более высокий уровень пороговой циклической трещиностойкости соответственно).

Во втором разделе седьмой главы описаны закономерности формирования различных типов аустенита в МСС 03Н18К9М5Т и показана возможность дополнительного повышения трещиностойкости за счет получения в структуре определенного количества АРЕв, Аост и обоих типов аустенита одновременно.

При закалке из межкритического интервала температур (МКИ) доля АРЕВ, сохраняющегося при охлаждении до комнатной температуры, изменяется экстремально с максимумом, соответствующим примерно середине МКИ. Используя эффект неполной гомогенизации, кратковременным нагревом в аустенитную область в МСС 03Н18К9М5Т с АРЕВ МОЖНО получать остаточный аустенит, доля которого зависит от температуры и длительности выдержки как при предварительном нагреве в МКИ, так и при нагреве в аустенитную область. С увеличением температуры и длительности этих нагревов доля остаточного аустенита уменьшается. При последующем отпуске стали 03Н18К9М5Т с Аост температура появления ревертированного аустенита существенно снижается При отпуске на максимальную прочность

(490...500 °С) доля зависит от времени предшествующей выдержки

в высокотемпературной области: с увеличением времени выдержки доля нового ревертированного аустенита, в отличие от количества увеличивается.

Такое специфическое влияние длительности высокотемпературной выдержки на количество позволяет получать различные соотношения

и Аост при практически постоянном общем количестве аустенита.

Оценка прочности образцов из стали 03Н18К9М5Т в закаленном состоянии без остаточного аустенита, а также с 20 и 40 % Аост показала, что несмотря на различное количество

Это дает основание полагать, что характеристики прочности Аост близки к характеристикам неотпущенного мартенсита.

Исследования влияния температуры отпуска на свойства стали 03Н18К9М5Т свидетельствуют о том, что прочность АРВВ значительно превышает прочность Аост- Оценка предела текучести аустенита, проведенная с использованием правила аддитивности для образцов, отпущенных при 490 °С, показала, что предел текучести АРВВ составляет примерно 2000 МПа. Причиной высокой прочности АРВВ является наследование растущими кристаллами АРВВ частиц интерметаллидов, возникающих при отпуске в мартенсите, что подтверждается результатами электронно-микроскопических исследований.

Показано, что независимо от температуры отпуска присутствие в структуре стали 03Н18К9М5Т 20...25 % Аост в 1,5...2 раза повышает уровень ударной вязкости и статической трещиностойкости. С увеличением содержания Аост наблюдается дальнейшее повышение ударной вязкости.

Показано, что АРВВ, вследствие его высокой прочности, в значительно меньшей степени способствует повышению ударной вязкости и статической трещиностойкости, чем Аост.

Оценка хладостойкости стали 03Н18К9М5Т по сериальным кривым ударной вязкости показала, что наиболее высоким уровнем ударной вязкости при температуре жидкого азота обладает сталь с Аост и с обоими типами аустенита при этом температурная зависимость

ударной вязкости имеет экстремальный характер с максимумом в интервале температуры испытания

Исследование степени у—а-превращения при охлаждении показало, что Аост и АРВВ в стали 03Н18К9М5Т обладают высокой стабильностью, поскольку при охлаждении вплоть до температуры жидкого азота изменения количества аустенита не происходит. Результаты оценки у—а-превращения при испытаниях на ударную вязкость свидетельствуют о том, что АРВВ не претерпевает превращения даже при испытаниях в жидком азоте. Остаточный аустенит начинает превращаться уже при температуре испытания +100 °С, а при температуре жидкого азота степень превращения достигает 100 %.

В стали с обоими типами аустенита (% Арев ~ % Аост) интенсивность превращения при проведении ударных испытаний в жидком азоте составила и 50 %, поэтому можно полагать, что деформационное у-а-превращение претерпевает только остаточный аустенит, а ревертированный аустенит разрушается без превращения. Оценка степени превращения аустенита при других соотношениях Аост И Арнв показала, что во всех случаях превращение претерпевает только Таким образом, появляется возможность, изменяя

соотношение Аост/Арев, заранее задавать степень превращения в определенных условиях нагружения и тем самым дополнительно повышать уровень ударной вязкости и (или) трещиностойкости мартенситно-стареющей стали.

Оценка циклической трещиностойкости стали 03Н18К9М5Т с различными типами аустенита показала, что наиболее высокий уровень пороговой ЦТ имеет сталь, в структуре которой присутствует только АРВв (35...40 %): ДК,/, = 5,1 МПа иш. Сталь с обоими типами аустенита (23 % А0ст + + 23 % Арев) имеет практически такую же пороговую ЦТ: ДК,* = 4,6 МПа м,/2.

Пороговая ЦТ стали 03Н18К9М5Т, в структуре которой аустенит отсутствует, несколько ниже: ДК,Л = 3,0 МПа м"2. В пределах Парисовского участка сталь 03Н18К9М5Т независимо от структурного состояния обладает высокой ЦТ

Таким образом, сталь 03Н18К9М5Т, в структуре которой присутствуют 20...25 % Аост и 20...25 % АРЕВ, при уровне прочности с0,2 = 1850... 1900 МПа имеет ударную вязкость КСи = 0,95... 1,0 МДж/м2, статическую трещино-стойкость 1с = 160...170 МПа м1'* и высокую циклическую трещиностойкость. Ударная вязкость стали, в структуре которой аустенит отсутствует, при таком же уровне прочности не превышает 0,6 МДж/м2, а статическая трещиностойкость находится на уровне 1С = 100...110 МПа м"2.

В восьмой главе подведен итог сравнительных исследований, выполненных с целью обоснованного выбора наиболее технологичного материала для обеспечения прочности не менее 1200 МПа при максимальной трещиностойкости, а также приведены результаты промышленного опробования.

На основе разработанных принципов легирования была создана новая группа низкоуглеродистых мартенситных сталей - НМС повышенной прочности, в которую, наряду с 12Х2Г2НМФТ, входят стали 15Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ, 15ХЗГЗМФБ, 10Х2Г2МФБ и др. В результате закалочного охлаждения на спокойном воздухе в сечениях до 1500 мм при уровне прочности Ов = 1300...1400 МПа И а0д = 1100... 1200 МПа эти стали обеспечивают ударную вязкость КСИ = 1,0... 1,5 МДж/м2. Показано, что по комплексу технологических и механических свойств НМС повышенной прочности превосходят все известные в настоящее время стали, обрабатываемые на такой уровень прочности, в том числе и МСС.

Благодаря низкому содержанию углерода эти стали, в частности, 12Х2Г2НМФТ и 12Х2Г2НМФБ, обладают целым рядом технологических преимуществ по сравнению со среднеуглеродистыми сталями: хорошая свариваемость, малые деформации и коробление при термообработке, низкая склонность к обезуглероживанию и трещинообразованию. Сбалансированное легирование хромом, марганцем, молибденом и другими элементами обеспечивает высокую прокаливаемость и позволяет существенно упростить технологический цикл изготовления деталей и конструкций.

Важно отметить, что НМС повышенной прочности можно применять для изготовления сложных сварных конструкций, при этом существуют два принципиально различных варианта технологических маршрутов:

а) сварка термоупрочненных элементов без последующей термообработки;

б) сварка нетермоупрочненных элементов с последующей закалкой узла или конструкции.

При термоупрочнении массивных деталей или конструкций сложной формы после закалки можно проводить отпуск до 500 °С для снятия напряжений. После обработки по таким режимам в НМС обеспечивается

заданный уровень прочности, высокие характеристики надежности, в первую очередь трещиностойкости, которые во многих случаях оказываются выше, чем у МСС.

Наиболее сложными объектами, как с точки зрения изготовления, так и термоупрочнения, являются тяжелонагруженные массивные сварные изделия и конструкции. К таким изделиям относятся рабочие (роторные) колеса нагнетателей газоперекачивающих установок (ГПУ). Применение традиционных конструкционных сталей в данном случае невозможно, так как не позволяет обеспечить требуемый комплекс свойств, поэтому в настоящее время рабочие колеса ГПУ изготавливают из мартенситно-стареющих сталей, чаще всего из 03Х11Н10М2Т (ЭП678). При этом, несмотря на практически неограниченную устойчивость переохлажденного аустенита, МСС закаливают охлаждением в воде, поскольку при замедленном охлаждении в них проявляется «тепловая хрупкость». Сложный характер изменения трещиностойкости МСС при отпуске допускает для практического использования при обработке на прочность узкий интервал

температур отпуска 520...560 °С, что также нетехнологично, поскольку требует специализированного термического оборудования и тщательного контроля.

Проведенные исследования позволили рекомендовать НМС повышенной прочности взамен дорогостоящей МСС ЭП678. При такой замене достигается значительная экономия на стоимости материала, а также становится возможным применение более прогрессивного технологического процесса, так как заготовками для изготовления роторных колес могут служить поковки НМС, закаленные охлаждением на воздухе с деформационного нагрева. Полученные в поковках свойства являются окончательными, дополнительной термообработки не требуется, возможна сварка в термоупрочненном состоянии.

Разработанная при непосредственном участии автора сталь 12Х2Г2НМФБ является аналогом (заменителем) стали 12Х2Г2НМФТ, в которой титан заменен на более технологичный с металлургической точки зрения ниобий при сохранении общего принципа легирования сталей данной группы. Разработаны технические условия ТУ РГ. 163-2002 «Поковки конструкционной стали 12Х2Г2НМФБ». На ЗАО «Камасталь», г. Пермь, выплавлена промышленная партия стали 12Х2Г2НМФБ и изготовлены поковки для роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки НЦ16.

Проведенное исследование позволило установить полное соответствие материала поковок техническим требованиям (ТУ РГ. 163-2002) и требованиям технической документации на рабочие колеса нагнетателя ГПУ НЦ16: Ов > 1100 МПа, С0.2 ä 900 МПа, 5 > 7 %, KCl! ä 0,5 МДж/м2. Показана высокая однородность структуры и свойств по сечению поковок, а также равнопрочность сварных соединений.

В условиях предприятия ОАО НПО «Искра», г. Пермь (предприятие-изготовитель роторных колес нагнетателей ГПУ), подтверждены рекомендованные технологические параметры термического упрочнения: температура аустенитизации, полная прокаливаемость при охлаждении

на спокойном воздухе, отпускоустойчивость до 500 °С. Сравнительный анализ характеристик механических свойств металла поковок 12Х2Г2НМФБ и серийной стали ЭП678 показал, что при одинаковом уровне прочности поковки из предлагаемой стали 12Х2Г2НМФБ обладают более высокой пластичностью, ударной вязкостью и трещиностойкостью. По данным ЗАО «Камасталь» и ОАО НПО «Искра» стоимость металла 12Х2Г2НМФБ В и 3 раза ниже, чем стали ЭП678.

Таким образом, показана техническая и экономическая целесообразность замены МСС ЭП678 на НМС 12Х2Г2НМФБ для изготовления роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки НЦ16. Акт исследования промышленной партии поковок на предприятии ОАО НПО «Искра» приложен к диссертации.

ВЫВОДЫ

1. Установлены общие закономерности влияния структурного состояния на трещиностойкость углеродистых и низколегированных сталей и построены диаграммы максимальной трещиностойкости. Максимальный уровень динамической и пороговой циклической трещиностойкости, независимо от содержания углерода, соответствует структуре дисперсного сорбита отпуска. Максимум статической и циклической трещиностойкости на Парисовском участке в высокоуглеродистых сталях также соответствует структуре дисперсного сорбита отпуска; в сталях со средним содержанием углерода -смешанной структуре троостита и сорбита отпуска; а в низкоуглеродистых сталях - структуре пакетного мартенсита.

Учитывая влияние углерода и типа структуры на прочность, трещиностойкость и технологические свойства сталей, показано, что наиболее перспективной базовой структурой для создания технологичных конструкционных материалов с высокими характеристиками конструкционной прочности является низкоуглеродистый пакетный мартенсит.

2. Предложен микромеханизм субтранскристаллитной усталости, разработаны модели роста околопороговой усталостной трещины и сформулированы условия реализации различных видов СТУ. Показано, что в сталях с мартенситной структурой при размер зоны циклической пластической деформации меньше поперечного размера мартенситного кристалла (гщпд < Ь). В этих условиях трещина подрастает вдоль кристаллов. В сталях со структурой дисперсного сорбита отпуска при ДК = ДК,/, /"зцпд^ Ь, поэтому ЗЦПД устойчиво включает в себя границы субзерен а-фазы и трещина в процессе роста ориентируется поперек кристаллов. Величина микроскачка трещины (шаг бороздок) в первом случае определяется расстоянием между стенками критической дислокационной структуры, во втором - поперечным размером субзерен а-фазы.

3. Сформулированы принципы легирования низкоуглеродистых мартенситных сталей с повышенным содержанием углерода (0,10...0,15 %), обеспечивающие получение структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении, главный из которых заключается в легировании непрерывным рядом карбидообразующих элементов, при этом их концентрация должна в определенном соотношении уменьшаться по мере увеличения склонности к образованию карбидов. На основе сформулированных принципов разработана новая группа технологичных низкоуглеродистых мартенситных сталей - НМС повышенной прочности, которые в результате закалочного охлаждения на спокойном воздухе, в том числе с деформационного нагрева, в сечениях до 500 мм при уровне прочности СТВ = 1300...1400 МПа, СТо.2 = 1100. ..1200 МПа обеспечивают ударную вязкость КШ = 1,0... 1,5 МДж/м2, высокую трещино-стойкость и хладостойкость.

4. Установлены закономерности влияния структурного состояния на прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей. Показано, что при условии сохранения структуры пакетного мартенсита НМС при высокой прочности обладают высокой ударной вязкостью и трещино-стойкостью как при однократном, так и при циклическом нагружении. Процессы распада твердого раствора, протекающие в интервале температур отпуска 350...550 °С, приводят к снижению ударной вязкости и трещино-стойкости НМС.

Показана возможность дополнительного повышения прочности НМС за счет дисперсионного упрочнения карбидами ванадия, дисперсными выделениями меди и интерметаллидами типа АВ. Установлено, что наиболее перспективным является интерметаллидное упрочнение, которое позволяет при повышении прочности НМС на 200...250 МПа обеспечить высокий уровень ударной вязкости и трещиностойкости.

5. Изучено влияние типа и дисперсности интерметаллидных выделений на прочность и трещиностойкость МСС. Показано, что при увеличении дисперсности некогерентной упрочняющей фазы М3"П прочность МСС растет, а трещиностойкость как при однократном, так и при циклическом нагружении снижается. Присутствие в структуре МСС когерентных выделений в большей степени снижает динамическую трещиностойкость при одновременном повышении характеристик статической трещиностойкости. Циклическая трещиностойкость МСС с когерентными выделениями в околопороговой области - низкая и приближается к уровню ЦТ стали с наиболее дисперсными некогерентными выделениями; в высокоамплитудной области ЦТ стали с когерентными выделениями - высокая и приближается к уровню, которым обладает закаленная сталь.

6. Установлены закономерности влияния размерных параметров структуры пакетного мартенсита на прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных и мартенситно-стареющих сталей. Показано, что укрупнение аустенитных зерен и пакетов мартенсита мало влияет на прочность НМС и МСС. При этом статическая трещиностойкость

либо не изменяется, либо увеличивается на 10... 15 %, динамическая трещиностойкость падает, а околопороговая циклическая трещиностойкость независимо от структурного состояния всегда повышается. Такое изменение характеристик прочности и трещиностойкости позволяет, учитывая условия работы детали или конструкции, в определенных пределах управлять уровнем динамической и циклической трещиностойкости сталей со структурой пакетного мартенсита.

7. Установлены закономерности формирования ревертированного и остаточного аустенита и решена задача комплексного повышения трещиностойкости сталей с пакетно-реечным строением а-фазы за счет регулирования количества и стабильности различных типов аустенита.

В МСС 03Н18К9М5Т остаточный аустенит независимо от температуры отпуска повышает ударную вязкость и статическую трещиностойкость. Ревертированный аустенит при сохранении высокой прочности повышает циклическую трещиностойкость, особенно в околопороговой области. Присутствие в структуре примерно равных долей обоих типов аустенита

при высоком уровне прочности обеспечивает высокую ударную вязкость (КСи = 1,0... 1,2 МДж/м2), а также статическую циклическую трещиностойкость

и хладостойкость.

В кремнистых сталях с низкоуглеродистой реечной -фазой можно получать примерно одинаковые количества (20...30 %) Аост различной стабильности, который независимо от уровня стабильности позволяет существенно повысить околопороговую циклическую трещиностойкость. Повышение стабильности Аост приводит к существенному повышению статической трещиностойкости, динамической трещиностойкости при положительных температурах, а также циклической трещиностойкости в пределах Парисовского участка.

8. Показана техническая и экономическая целесообразность замены МСС ЭП678 на НМС 12Х2Г2НМФБ для изготовления роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки НЦ16. Установлено полное соответствие материала поковок разработанным техническим требованиям (ТУ РГ. 163-2002) и требованиям технической документации на рабочие колеса нагнетателя ГПУ НЦ16. Показана высокая однородность структуры и свойств по сечению поковок, а также равнопрочность сварных соединений.

В условиях предприятия ОАО НПО «Искра», г. Пермь, подтверждены рекомендованные технологические параметры термического упрочнения. Сравнительный анализ характеристик механических свойств металла поковок 12Х2Г2НМФБ и серийной стали ЭП678 показал, что при прочности ав=1200МПа поковки из стали 12Х2Г2НМФБ обладают более высокой пластичностью, ударной вязкостью и трещиностойкостью. По данным ОАО НПО «Искра» стоимость металла 12Х2Г2НМФБ в » 3 раза ниже, чем стали ЭП678.

Основное содержание диссертации представлено в следующих публикациях:

1. Симонов Ю.Н., Коковякина С.А., Казакова А.И. и др. Некоторые особенности двойного старения стали 03Х11Н10М2Т // Межвуз. сб. научн. тр. «Прогрессивная технология термической обработки сталей и титановых сплавов». - Пермь: ПЛИ, 1983. - С. 68-72.

2. Симонов Ю.Н., Липчин Н.Н., Лузенин Ю.Г., Симонов Н.М. Влияние способов рафинирования и режимов старения на механические свойства стали ЭП-678 // Межвуз. сб. научн. тр. «Термическая обработка и физика металлов». -Свердловск: УПИ им. СМ. Кирова, 1984. - С. 81-84.

3. Бойкачева А.В., Георгиев М.Н., Липчин Н.Н., Симонов Ю.Н. Изучение структуры усталостных изломов методом дифракционной электронной фрактографии // ФММ. - 1984. - Т. 58, № 5. - С. 1034-1036.

4. Георгиев М.Н., Симонов Ю.Н., Межова Н.Я., Минаев В.Н. Структурные аспекты циклической трещиностойкости закаленных и отпущенных сталей // ФХММ. - 1985. - Т. 21, № 5. - С. 48-53.

5. Анциферова И.В., Георгиев М.Н., Липчин Н.Н., Симонов Ю.Н. Особенности влияния структурных факторов на циклическую трещиностойкость малоуглеродистых сталей // Межвуз. сб. научн. тр. «Современные достижения в области металловедения и термообработки». -Пермь: ПЛИ, 1985. - С. 36-42.

6. Симонов Ю.Н., Симонов Н.М., Лузенин Ю.Г., Липчин Н.Н. Структура и циклическая трещиностойкость мартенситно-стареющих сталей // Межвуз. сб. научн. тр. «Термическая обработка и физика металлов». — Свердловск: УПИ им. СМ. Кирова, 1986. - С 16-18.

7. Георгиев М.Н., Межова Н.Я., Минаев В.Н., Симонов Ю.Н., Соковиков А.М. Влияние типа образца на циклическую трещиностойкость малоуглеродистой стали // ФХММ. - 1986. - Т. 22, № 5. - С. 67-71.

8. Георгиев М.Н., Липчин Н.Н., Симонов Ю.Н. Связь структуры металла с фрактографическими особенностями поверхности усталостных изломов // ФММ. - 1987. - Т. 63, № 3. - С. 622-624.

9. Георгиев М.Н., Клейнер Л. М. Пиликина Л.Д., Симонов Ю.Н. Трещиностойкость малоуглеродистой мартенситной стали // ФХММ. - 1987. -Т. 23, № 2. -С. 79-84.

10. Георгиев М.Н., Калетин А.Ю., Назаров А.А., Симонов Ю.Н., Счастливцев В.М. Стабильность остаточного аустенита как фактор повышения трещиностойкости конструкционной стали // Межвуз. сб. научн. тр. «Термическая и химико-термическая обработка сталей и титановых сплавов». -Пермь: ПЛИ, 1987. - С. 19-23.

11. Георгиев М.Н., Симонов Ю.Н. Влияние температуры отпуска конструкционных сталей на циклическую трещиностойкость // МиТОМ. - 1988. -№ 6.-С. 24-25.

12. Счастливцев В.М., Калетина А.Ю., Симонов Ю.Н., Яковлева И.Л. Устойчивость ревертированного аустенита и ее влияние на ударную вязкость стали 03Х11Н8М2Ф // ФММ. - 1989. - Т. 67, № 2. - С. 365-372.

13. Георгиев М.Н., Калетин А.Ю., Симонов Ю.Н., Счастливцев В.М. Влияние стабильности остаточного аустенита на трещиностойкость конструкционной стали // ФММ. - 1990. - № 1. - С. 113-121.

14. Вылежнев В.П., Симонов Ю.Н., Сухих А.А., Брагин В.Г. Остаточный и ревертированный аустенит в мартенситно-стареющей стали Н18К9М6Т // Сб. тр. междунар. конф. «Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке». -Москва, 1994. - Т. 5. - С. 200-201.

15. Вылежнев В.П., Симонов Ю.Н., Коковякина С.А. и др. Образование аустенита и его структура в мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т // Сб. научн. тр. «Проблемы механики и материаловедения». - Екатеринбург: УрОРАН, 1994. - Вып. № 1. - С. 118-133.

16. Гладковский СВ., Калетин А.Ю., Счастливцев В.М., Симонов Ю.Н. и др. Влияние режимов аустенизации на механические характеристики и особенности разрушения мартенситно-стареющих сталей // ФММ. - 1994. -Т. 78, №2.-С. 159-169.

17. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н., Коковякина С.А., Толчина И.В. Низкоуглеродистый мартенсит экономнолегированных сплавов железа // Сб. тез. докл. Всеросс. начно-техн. конфер. «Фундаментальные проблемы металлургии». - Екатеринбург: УГТУ, 1995. - С. 73.

18.Георгиев М.Н., Межова Н.Я., Симонов Ю.Н., Рейхарт ВА, Углицких Е.В. Трещиностойкость рельсовой стали при циклическом нагружении // Заводская лаборатория. - 1998. - № 11. - С. 55-58.

19. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Стали для совмещенного процесса формообразования с закалкой // Сб. тр. «Перспективы горно-металлургической индустрии». - Новокузнецк, 1999. - С. 188-195.

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

21. Kleyner L.M., Simonov Y.N. Structure and properties of low-carbon martensite steels // Abstr. of Kurdyumov Memor. Int. Confer, on Martensite «KUMICOM-99». - Moscow, 1999. - P. 26-27.

22. Симонов Ю.Н., Некрасова Т.Н., Павлов Д.А. К вопросу о роли меди при отпуске низкоуглеродистого мартенсита // Вестник ПГТУ. - Пермь, 1999. -Вып. №2.-С. 15-18.

23. Георгиев М.Н., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н., Сюзева Е.Б. Влияние закалки из межкритического интервала на склонность к отпускной хрупкости низкоуглеродистой мартенситной стали // Journ. of the Tech. Univers. at Plovdiv, 1999. - Vol. 6 «Tech. Sci». - P. 207-217.

24. Каменских А.П., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М., Заяц Л.Ц. Применение низкоуглеродистых мартенситных сталей для изделий большого сечения // Наука-производству. - 2000. - № 5. - С. 8-9.

25. Некрасова Т.В., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М., Добровольских Е.А. Технологичные дисперсионно-упрочняемые низкоуглеродистые мартенситные стали // Наука-производству. - 2000. - № 5. - С. 12-14.

26. Симонов Ю.Н., Некрасова Т.В., Некрасова В.Н. Применение низкоуглеродистых мартенситных сталей в промышленности // Машиностроитель. - 2000. - № 9. - С. 5-6.

27. Некрасова Т.В., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М. Повышение прочности экономнолегированных низкоуглеродистых мартенситных сталей // Journ. ofthe Tech. Univers. at Plovdiv, 2001. - Vol. 7 «Tech. Sci». - P. 85-100.

28. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Горячее формообразование с закалкой на воздухе // Сб. тез. докл. «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов». - Москва, 2001. - С.24-25.

29. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Особенности у—>а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ // ФММ. - 2002. - Т. 93, №1.-С. 90-93.

30. Некрасова Т.В., Симонов Ю.Н. Анализ механизмов упрочнения низкоуглеродистых мартенситных сталей типа НЗМЗБ при отпуске // Вестник ПГТУ. - Пермь, 2002. - Вып. № 5. - С. 140-143.

31. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Особенности формирования структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // МиТОМ. - 2003. - № 3. - С. 10-12.

32. Симонов Ю.Н. Условия получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита // ФММ. - 2004. -Т. 97, №5. -С. 77-81.

33. Клейнер Л.М., Коковякина С.А., Митрохович Н.Н., Симонов Ю.Н., Толчина И.В. Экологически чистые технологии производства термоупрочненных полуфабрикатов, заготовок деталей и сварных конструкций: Учеб. пособие / Перм. гос. техн. ун-т. - Пермь, 2000. - 41 с.

34. Швецов В.В., Симонов Ю.Н., Митрохович Н.Н. Влияние закалки и отпуска на циклическую трещиностойкость мартенситно-стареющих сталей // МиТОМ. - 2004. - № 9. - С. 28-31.

35. Митрохович Н.Н., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М., Швецов В.В. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой: Учеб. пособие / Перм. гос. техн. ун-т. — Пермь, 2004.-123 с.

Сдано в печать 21.10.04. Формат 60x84/16. Объём 2,0 п.л. _Тираж 100. Заказ 1331._

Печатная мастерская ротапринта ГИТУ.

Ш20228

РЖ Русский фонд

2005-4 20634

Введение.

1. Трещиностойкость материалов. Выбор критериев для оценки трещиностойкости низкоуглеродистых сталей.

1.1. Критерии статической трещиностойкости. 1.2. Критерии динамической трещиностойкости.

1.3. Критерии циклической трещиностойкости.

1.4. Влияние типа образца и схемы нагружения на циклическую трещиностойкость низкоуглеродистых сталей.

Выводы.

2. Прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых сталей в связи с особенностями строения реечного мартенсита.

2.1. Мартенситное превращение и морфологические типы мартенсита в сплавах на основе а-железа.

2.2. Особенности строения пакетного мартенсита.

Ф" 2.3. Влияние процессов распада мартенсита при отпуске на характер изменения трещиностойкости и микромеханизмов разрушения конструкционных сталей с различным содержанием углерода.

2.3.1. Структурные изменения при отпуске сталей 09Г2С, 35 и 80.

2.3.2. Прочность, трещиностойкость и микромеханизмы разрушения закаленных и низкоотпущенных сталей в связи с особенностями строения различных морфологических типов мартенсита.

2.3.3. Влияние температуры отпуска на характер изменения трещиностойкости и микромеханизмов разрушения конструкционных сталей с различным содержанием углерода.

2.4. Общие закономерности изменения трещиностойкости термоупрочненных углеродистых и низколегированных сталей.

2.4.1. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость углеродистых и низколегированных сталей. Диаграммы максимальной трещиностойкости с картами структурных состояний и микромеханизмов разрушения.

2.4.2. Влияние уровня прочности на трещиностойкость сталей. Диаграммы конструкционной прочности.

Выводы.

3. Получение структуры пакетного мартенсита в низкоуглеродистых конструкционных сталях.

3.1. О двух принципах реализации мартенситного превращения при медленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита.

3.2. Условия получения структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении низкоуглеродистых мартенситных сталей повышенной прочности.

3.3. Хладостойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей.

Выводы.

4. Структурные и технологические аспекты прочности и трещиностойкости низкоуглеродистых мартенситных сталей.

4.1. Влияние структурных факторов на прочность и трещиностойкость низкоуглеродистых мартенситных сталей.

4.1.1. Особенности процессов распада мартенсита при отпуске НМС типа 07X3 ГНМ.

4.1.2. Изменение прочности и трещиностойкости при отпуске НМС типа ХЗГНМ.

4.2. Технологические аспекты обеспечения высокого уровня конструкционной прочности конструкционных сталей.

4.2.1. Анализ технологичности применяемых в машиностроении конструкционных легированных сталей.

4.2.2. Технологические свойства и преимущества низкоуглеродистых мартенситных сталей.

4.3. Повышение уровня прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей при реализации дисперсионного упрочнения. Дисперсионно-упрочняемые низкоуглеродистые мартенситные стали.

4.3.1. Дисперсионное упрочнение НМС карбидами ванадия.

4.3.2. Дисперсионное упрочнение НМС, содержащих медь.

4.3.3. Дисперсионное упрочнение НМС интерметаллидными фазами. 201 Выводы.

5. Структурные аспекты прочности и трещиностойкости мартенситно-стареющих сталей.

5.1. Исследование структуры мартенситно-стареющих сталей.

5.2. Изменение прочности и трещиностойкости МСС в процессе отпуска.

5.3. Сравнительный анализ характеристик прочности и трещиностойкости МСС ЭП-678 после различных способов рафинирования.

Выводы.

6. Влияние размерных параметров структуры пакетного мартенсита на характеристики трещиностойкости НМС и МСС.

6.1. Влияние параметров структуры на трещиностойкость НМС.

6.2. Влияние параметров структуры на трещиностойкость МСС.

6.3. Причины повышения низкоамплитудной ЦТ крупнозернистых сталей со структурой пакетного мартенсита.'.

6.4. Общие закономерности влияния параметров структуры на прочность и трещиностойкость сталей со структурой пакетного мартенсита.

Выводы.

7. Аустенит как фактор повышения трещиностойкости конструкционных сталей с низкоуглеродистой матрицей.

7.1. Стабильность остаточного аустенита как фактор повышения трещиностойкости конструкционных сталей с низкоуглеродистой реечной а-матрицей.

7.1.1. Исследование влияния режима изотермической обработки на количество и стабильность остаточного аустенита в кремнистых сталях с различным содержанием углерода.

7.1.2. Структура бескарбидного бейнита кремнистых сталей.

7.1.3. Влияние стабильности остаточного аустенита на трещиностойкость кремнистых сталей 38ХС и 60С2.

7.1.4. Сравнительный анализ прочности и трещиностойкости стали 38ХС со структурой бескарбидного бейнита и структурой, полученной в результате отпуска мартенсита.

7.2. Влияние аустенита на прочность и трещиностойкость мартенситностареющих сталей.

7.2.1. Условия получения остаточного и ревертированного аустенита в стали 03Н18К9М5Т.

7.2.2. Образование ревертированного аустенита в стали 03Н18К9М5Т с исходной (а+у)-структурой.

7.2.3. Прочность и сопротивление разрушению стали 03Н18К9М5Т с различными типами аустенита.

Выводы.

8. Промышленное опробование.

8.1. Стали, применяемые для изготовления роторных колес нагнетателей газоперекачивающих установок.

8.2. Результаты промышленного опробования стали 12Х2Г2НМФТ для изготовления роторных колес нагнетателей газоперекачивающих установок.

8.2.1. Исследование свойств металла поковки.

8.2.2. Исследование свойств сварного соединения.

Главной задачей отечественного машиностроения в настоящее время является повышение конкурентоспособности производимой продукции. Для решения этой задачи необходимо обеспечить снижение металлоемкости изделий. В свою очередь, это возможно за счет повышения уровня прочности материалов, применяемых для изготовления деталей и узлов.

Анализ фактических данных о процессах замены сталей другими конструкционными материалами в отраслях их массового использования показывает, что сталь остается главным конструкционным материалом. Четко прослеживается тенденция замены сталей не другими материалами, а новыми сталями, прежде всего, - легированными высокопрочными.

Еще одним важным элементом, необходимым для создания перспективной конкурентоспособной продукции, является применение новых технологий, причем почти всегда разработка и промышленное использование новых материалов открывает возможности применения принципиально новых технологических процессов.

Поскольку использование новых материалов и новых, более простых и надежных технологий определяет технологичность изделия, то можно говорить о том, что одной из главных проблем на пути создания конкурентоспособной продукции является проблема повышения технологичности ее изготовления.

Кроме того, нужно принять во внимание тот факт, что для большинства деталей машин и конструкций характерно наличие трещиноподобных дефектов или трещин, которые имеются в них еще до начала эксплуатации или появляются на самых ранних ее этапах. Исходя из этого, становится ясно, что надежная и долговечная работа деталей и конструкций зависит от того, насколько хорошо материал, из которого они изготовлены, сопротивляется росту трещин. Другими словами, надежность и долговечность металлических деталей в большой, а иногда в решающей степени зависит от трещиностойкости материала. Это положение приобретает особую важность, когда речь идет о конструкционных материалах с повышенным и высоким уровнем прочности, поскольку им свойственна высокая чувствительность к предельно острым концентраторам напряжений.

Этот краткий анализ позволяет говорить о том, что уровень собственно прочности не является достаточным для обеспечения надежной и долговечной работы металлического материала в конструкции. Для этого необходимо иметь информацию не только об уровне прочности металлического сплава, но и о его пластичности и трещиностойкости. Комплекс характеристик механических свойств, обеспечивающий надежную и долговечную работу материала в конструкции, в последние десятилетия принято называть конструкционной (или конструктивной) прочностью.

Опираясь на накопленный опыт, для конкретной группы материалов, предназначенных для изготовления деталей, работающих в близких условиях, с достаточной долей вероятности можно указать тот комплекс характеристик механических свойств, который будет определять уровень конструкционной прочности. Так, для конструкционных улучшаемых сталей конструкционная прочность чаще всего определяется уровнем предела текучести о0>2, ударной вязкости, критической температуры хрупкости Т50 и вязкости разрушения К|С.

Наиболее распространенным технологическим приемом повышения прочности сталей является термическая операция закалки на мартенсит. При этом способе в большей или меньшей степени реализуются три или все четыре известных механизма упрочнения. Эффективность действия каждого механизма можно качественно оценить по тому, каким образом он влияет на соотношение между сопротивлением пластической деформации о02 и сопротивлением хрупкому разрушению ас

Известно, например, что повышение содержания углерода в мартенсите (твердорастворное упрочнение) вызывает значительные искажения кристаллической решетки и резко повышает сопротивление движению дислокаций. Подвижность дислокаций при этом ограничивается их взаимодействием с атомами углерода уже в ходе превращения. Сегрегации атомов углерода и дисперсные карбидные частицы, которые формируются как в ходе самого превращения, так и при последующем низком отпуске, также ограничивают подвижность дислокаций мартенсита закаленной стали. Все это затрудняет релаксацию локальных пиковых напряжений и повышает склонность сталей к хрупкому разрушению. Так, ударная вязкость образцов сталей с 5 % хрома с заранее созданной усталостной трещиной после закалки и отпуска при 300 °С составляет при содержании углерода 0,25; 0,35 и 0,40 % соответственно 0,3; 0,2 и 0,04 МДж/м , при этом повышается также критическая температура хрупкости.

Таким образом, существенное повышение содержания углерода или, другими словами, увеличение доли твердорастворного упрочнения, нельзя рассматривать в качестве перспективного пути повышения конструкционной прочности сталей с мартенситной структурой.

Значительное уменьшение размеров аустенитного зерна, а также формирование развитой субструктуры во внутренних объемах (зернограничное и субструктурное упрочнение), по сути, является единственным механизмом упрочнения, при котором одновременно повышается и сопротивление пластической деформации, и сопротивление хрупкому разрушению. Однако получение мелкого и сверхмелкого зерна аустенита (1 .3 мкм и менее) связано с немалыми технологическими трудностями, особенно в крупногабаритных и массивных деталях и конструкциях. В связи с этим весьма желательно получать структуру мартенсита, в которой внутри бывших зерен аустенита присутствовала бы, как минимум, еще одна замкнутая сетка высокоугловых границ. В этом случае в качестве элементов структуры, ответственных за уровень сопротивления хрупкому разрушению, выступали бы не бывшие зерна аустенита, а значительно более мелкие структурные образования, заключенные внутри аустенитных зерен. В настоящее время известно, что мартенситной структурой, отвечающей этому требованию, является структура низкоуглеродистого пакетного (реечного) мартенсита, в которой каждое зерно бывшего аустенита включает несколько мартенситных пакетов, отделенных друг от друга преимущественно высокоугловыми границами.

Повышение сопротивления пластической деформации за счет увеличения плотности дислокаций (деформационное упрочнение) может оказаться полезным лишь при определенном типе структуры, когда дислокации равномерно распределены по многочисленным структурным и субструктурным элементам очень небольшого размера. Кроме того, подвижность дислокаций внутри элементов структуры не должна быть ограничена искажениями кристаллической решетки, атмосферами атомов примесей внедрения и дисперсными карбидными частицами.

Г.В. Курдюмов следующим образом сформулировал требования к структуре мартенсита, обеспечивающие низкую склонность к хрупкому разрушению: «Понижение склонности к хрупкому разрушению обеспечивается формированием дисперсного и однородного микро- и субмикростроения мартенсита, в том числе распределения дислокаций и частиц, выделяющихся при отпуске и старении фаз; легированием, приводящим к облегчению релаксации напряжений; снижением содержания в стали вредных примесей и неметаллических включений и увеличением вследствие этого эффективной энергии образования поверхности трещин разрушения; однородностью стали по распределению элементов».

Структурой, в наибольшей степени отвечающей этому комплексу требований, является низкоуглеродистый (с содержанием углерода не более 0,10.0,12 %) или безуглеродистый пакетный (реечный, дислокационный) мартенсит.

Малые размеры элементов микроструктуры и субструктуры пакетного мартенсита и исключительно высокая плотность дислокаций в их внутренних объемах обеспечивают уровень прочности 900. 1100 МПа.

Однородная и дисперсная структура пакетного мартенсита является причиной более равномерного распределения напряжений. Кроме того, вследствие низкого содержания углерода малы искажения кристаллической решетки, по этой же причине атмосферы Коттрелла оказываются ненасыщенными. Эти факторы приводят к тому, что в условиях действия высоких напряжений, при которых в сталях со структурой пакетного мартенсита наступает общая текучесть, дислокации оказываются достаточно подвижными для того, чтобы обеспечить протекание релаксационных процессов, приводящих к снижению «пиков» напряжений. Все это обеспечивает закаленным низкоуглеродистым сталям со структурой пакетного мартенсита высокое сопротивление хрупкому разрушению.

Термической операцией, формирующей окончательную структуру и свойства конструкционных сталей, является отпуск. Изменение трещиностойкости при отпуске сталей со средним и высоким содержанием углерода подробно рассмотрено в работах Романива, Паркера, Ритчи и других исследователей. Что касается исследования закономерностей изменения трещиностойкости низкоуглеродистых сталей при отпуске, то такие данные крайне ограничены и носят эпизодический характер.

При этом не исключено, что сочетание высокой прочности и высокого уровня сопротивления хрупкому разрушению низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита приведет к тому, что влияние структурных факторов на характер изменения трещиностойкости при отпуске в этих сталях может оказаться существенно иным, чем в средне- и высокоуглеродистых сталях. Необходимо учитывать и то обстоятельство, что характер изменения трещиностойкости при различных видах нагружения также может быть разным.

В связи с этим возникает необходимость проведения комплексного исследования влияния процессов, происходящих при отпуске, на структуру, прочность и трещиностойкость при различных способах нагружения для сталей с разным содержанием углерода. Дополнительную информацию о роли отдельных составляющих структуры при продвижении трещины может дать изучение микромеханизмов распространения трещины. Это позволит, например, ответить на вопрос о том, какой элемент структурного комплекса является наиболее слабым в данных конкретных условиях нагружения.

Проведение подобного комплекса исследований позволит получить общее представление о характере изменения трещиностойкости при отпуске сталей с различным содержанием углерода, выявить структуру и микромеханизм разрушения, соответствующие максимальному уровню сопротивления росту трещин и, как следствие, определить условия реализации максимальной трещиностойкости углеродистых и низколегированных сталей. Все это, в конечном счете, позволит более обоснованно подходить к выбору режимов упрочняющей термообработки конструкционных сталей.

Еще одним важным условием обеспечения высокого уровня конструкционной прочности сталей с мартенситной структурой является минимизация структурных и термических напряжений, возникающих в процессе закалочного охлаждения. При этом необходимо учитывать, что уровень структурных напряжений в решающей степени зависит от содержания углерода в стали, а величина термических напряжений в деталях заданного габарита определяется скоростью охлаждения. Поэтому кардинальным способом уменьшения структурных напряжений можно считать лишь уменьшение содержания углерода и создание низкоуглеродистых и безуглеродистых конструкционных сталей. Поскольку снижение уровня термических напряжений напрямую связано с уменьшением скорости закалочного охлаждения, а наиболее технологичным является охлаждение на спокойном воздухе, то еще одним условием реализации высокой конструкционной прочности является обеспечение возможности закалки на мартенсит в больших сечениях при охлаждении на воздухе.

Таким образом, становится ясно, что наиболее перспективными, с точки зрения конструкционной прочности, являются стали с низким содержанием углерода, способные закаливаться на мартенсит в больших сечениях в процессе естественного охлаждения на спокойном воздухе, то есть низкоуглеродистые стали мартенситного класса.

Однако следует отметить, что традиционные углеродистые и малолегированные стали с низким содержанием углерода обладают очень низкой устойчивостью переохлажденного аустенита. При охлаждении на воздухе в них реализуется нормальное или бейнитное превращение и формируется феррито-перлитная или бейнитная (в легированных сталях) структура.

Проблема повышения устойчивости переохлажденного низкоуглеродистого аустенита может быть решена двояко. Первый путь был обнаружен при исследовании фазовых превращений в почти безуглеродистых сплавах системы железо-никель. Было показано, что легирование железа никелем в количестве 10. 18 % сдвигает интервал полиморфного у-а-превращения в область температур, при которых превращение может протекать только по мартенситному механизму. Эта возможность получения переохлажденного аустенита с высокой устойчивостью была реализована при разработке мартенситно-стареющих сталей (МСС).

Возможен и другой путь получения мартенсита в низкоуглеродистых сталях. В работах Р.И. Энтина, Л.М. Клейнера и Л.И. Коган показано, что при содержании углерода 0,04.0,09 % и совместном легировании хромом и никелем (ХЗН2), хромом и марганцем (ХЗГ2), никелем и молибденом (НЗМЗ) продолжительность инкубационного периода нормального превращения при температуре минимальной устойчивости у-фазы составляет от десятков минут до нескольких часов. На базе этих исследований были созданы низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС). Таким образом, в настоящее время существуют две группы низкоуглеродистых высокопрочных сталей с мартенситной структурой, получаемой при медленном охлаждении: МСС и НМС.

Высокий уровень прочности МСС - это результат упрочнения твердого раствора атомами замещения за счет легирования (твердорастворное упрочнение), упрочнения вследствие мартенситного у-а-превращения (зернограничное и дислокационное упрочнение) и упрочнения, связанного с распадом твердого раствора и образованием сегрегаций и дисперсных частиц метастабильных и стабильных фаз (дисперсионное упрочнение).

Высокое сопротивление хрупкому разрушению МСС определяется, во-первых, тем, что из состава МСС практически полностью исключен углерод, затрудняющий релаксацию напряжений; во-вторых, высокой вязкостью матрицы - безуглеродистого мартенсита, легированного никелем, который повышает подвижность дислокаций; в-третьих, тем, что высокая плотность дислокаций в мартенсите обусловливает высокую дисперсность и однородность распределения частиц второй фазы. Совместное влияние всех этих факторов позволяет получать в МСС прочность ав = 1500.2200 МПа при ударной вязкости КСТ = 0,2. .0,5 МДж/м2.

Дальнейшее повышение конструкционной прочности МСС следует связывать не с повышением сопротивления пластической деформации (поскольку в них уже реализованы, в той или иной степени, все четыре механизма упрочнения), а с увеличением характеристик надежности и, в первую очередь, характеристик трещиностойкости, так как при высоком уровне прочности, характерном для МСС, материал неизбежно проявляет повышенную чувствительность к трещинам.

Одним из возможных путей решения этой проблемы является использование регулируемого микротрипэффекта. При этом в структуре МСС необходимо получить остаточный или ревертированный аустенит с высоким уровнем стабильности, который обладает способностью претерпевать деформационное у-а-превращение с заранее заданной степенью. В ходе такого превращения происходит релаксация напряжений, препятствующая зарождению и развитию трещины. Для реализации микротрипэффекта необходимо выяснить условия получения в структуре МСС остаточного и ревертированного аустенита, оценить его стабильность, исследовать тонкую структуру МСС с различными типами аустенита, провести комплексную оценку прочности, трещиностойкости и микромеханизмов разрушения МСС с такой специфической структурой.

В формировании уровня прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей, содержащих «0,1 % С, принимают участие три механизма упрочнения: зернограничное, дислокационное и твердорастворное, однако доля твердорастворного упрочнения невелика. Реализация в НМС этих механизмов позволяет обеспечить прочность сгв = 1000. 1100 МПа при уровне ударной вязкости KCU = 1,0.1,5 МДж/м2 и КСТ = 0,3.0,5 МДж/м2.

Разработка НМС началась сравнительно недавно, 20-25 лет назад; однако, несмотря на это, стали этой группы уже достаточно широко применяются отечественной промышленностью. Благодаря хорошему сочетанию прочности и ударной вязкости конструкции и детали из НМС способны работать в самых различных условиях эксплуатации.

Дальнейшее расширение номенклатуры промышленно применяемых НМС должно сопровождаться повышением уровня действующих напряжений в деталях и конструкциях. При этом могут быть активированы трещиноподобные дефекты меньших размеров. Это, -в свою очередь, обусловливает необходимость оценки трещиностойкости НМС и установления закономерностей изменения трещиностойкости в зависимости от параметров структуры, тем более что данные о трещиностойкости НМС в настоящий момент отсутствуют.

Еще одной проблемой, в существенной степени сдерживающей выпуск отечественной промышленностью конкурентоспособной продукции, является то, что в настоящее время не существует низкоуглеродистых сталей, обрабатываемых на уровень прочности 1100. 1400 МПа. Несомненно, МСС могут быть легко обработаны на такой уровень прочности, однако МСС - это высоколегированные, высокочистые и поэтому весьма дорогие сплавы. В связи с этим обработка МСС на прочность 1100,. 1400 МПа является экономически нецелесообразной. На такой уровень прочности могут быть обработаны среднеуглеродистые легированные конструкционные стали типа 40ХН2МА, 38ХНЗМФА и др., однако они не обладают комплексом технологических преимуществ, присущих сталям с низким содержанием углерода.

Таким образом, в настоящее время существует необходимость создания низкоуглеродистых мартенситных сталей, обрабатываемых на уровень прочности 1100. 1400 МПа. Эта проблема может быть решена в результате реализации в НМС дисперсионного механизма упрочнения. На пути решения этой проблемы существуют следующие сложности: во-первых, легирование, необходимое для реализации эффекта дисперсионного упрочнения, должно быть экономичным, то есть оно не должно приводить к существенному удорожанию стали; во-вторых, повышение прочности за счет дисперсионного упрочнения не должно сопровождаться заметным снижением характеристик ударной вязкости и трещиностойкости.

Повышение уровня прочности НМС можно обеспечить и за счет увеличения содержания углерода с 0,07.0,08 до 0,11.0,15 %. Однако простое повышение содержания углерода может привести к активизации бейнитного превращения. В связи с этим еще одной важной задачей является исследование кинетики диффузионных превращений в низкоуглеродистых сталях и разработка такой системы легирования, которая обеспечивала бы высокую устойчивость переохлажденного аустенита и позволила создать относительно недорогие НМС с повышенным уровнем прочности.

Благодаря низкому содержанию углерода НМС должны обладать высокой технологичностью. Однако поскольку НМС являются новой группой материалов, то встает задача оценки их технологических параметров, таких как прокаливаемость, величина деформации и коробления при закалке, свариваемость и др. Это позволит провести сравнение НМС с другими группами конструкционных сталей по уровню технологичности. В конечном счете это даст возможность более обоснованно решать проблему выбора марки НМС для конкретных условий работы.

Сопротивление росту трещин под действием циклически повторяющихся напряжений является особым случаем трещиностойкости, уровень которой невозможно охарактеризовать каким-то одним численным параметром. Это связано с тем, что закономерности роста усталостной трещины на разных стадиях ее развития различны: по мере повышения текущего значения размаха коэффициента интенсивности напряжений АК постоянно увеличивается размер зоны циклической пластической деформации гщПд, поэтому в определенных условиях нагружения г3цПд может начать устойчиво включать в себя характерный элемент структуры, например, мартенситный пакет; с другой стороны, в процесс разрушения могут включаться однократные механизмы подрастания трещины.

В связи с этим влияние параметров структуры на изменение циклической трещиностойкости может оказаться существенно иным по сравнению с характером изменения динамической и статической трещиностойкости. Это может относиться не только к низкоуглеродистым сталям с мартенситной структурой, но и ко всем другим конструкционным материалам. Поскольку большое количество современных конструкций и деталей машин, в том числе и из низкоуглеродистых сталей, в процессе эксплуатации подвергаются действию циклических нагрузок, проблема изучения влияния параметров структуры на циклическую трещиностойкость конструкционных материалов приобретает особую актуальность.

В завершение необходимо отметить, что решение комплекса перечисленных выше проблем позволит создать единую систему (непрерывный ряд) низкоуглеродистых конструкционных сталей с уровнем прочности, изменяющимся в очень широких пределах (от 700.800 до 2000.2100 МПа), обладающих высокой трещиностойкостью, а значит и конструкционной прочностью, и одновременно с этим высокой технологичностью. Другими словами, будут созданы условия, обеспечивающие эффективное управление уровнем прочности и трещиностойкости конструкционных низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита.

Выводы

1. Показано, что варьируя температуру и длительность изотермической выдержки кремнистых среднеуглеродистых сталей, можно получать наряду с низкоуглеродистой бейнитной а-фазой примерно одинаковые количества (20.30 %) остаточного аустенита различной стабильности.

2. Присутствие в структуре стали 38ХС 20.30 % остаточного аустенита, независимо от уровня его стабильности, позволяет существенно повысить околопороговую циклическую трещиностойкость. Повышение стабильности остаточного аустенита приводит к существенному повышению статической t трещиностойкости, динамической трещиностойкости при положительных температурах, а также циклической трещиностойкости в пределах Парисовского участка.

3. Выявлены закономерности формирования различных типов аустенита в МСС 03Н18К9М5Т. В результате закалки из МКИ доля ревертированного аустенита, сохраняющегося при охлаждении до комнатной температуры, изменяется экстремально с максимумом, соответствующим примерно середине МКИ. Стабильность ревертированного аустенита при повышении температуры нагрева в МКИ снижается. Используя эффект неполной гомогенизации,

Щ кратковременным нагревом в аустенитную область в МСС 03Н18К9М5Т можно получать остаточный аустенит, доля которого зависит от температуры и длительности выдержки как при предварительном нагреве в МКИТ, так и при нагреве в аустенитную область. С увеличением температуры и длительности этих нагревов доля остаточного аустенита уменьшается.

Установлено, что в стали 03Н18К9М5Т, содержащей остаточный аустенит, температура появления ревертированного аустенита существенно снижается (с 500 до 430 °С). При отпуске на максимальную прочность (490.500 °С) доля вновь появившегося ревертированного аустенита зависит от времени выдержки в высокотемпературной области: с увеличением времени выдержки доля ревертированного аустенита увеличивается.

4. Проведенная оценка уровня сопротивления пластической деформации остаточного и ревертированного аустенита показала, что остаточный аустенит имеет предел текучести близкий к пределу текучести неотпущенного мартенсита (ст0д ~ 1000 МПа), а ревертированный аустенит обладает пределом текучести близким к пределу текучести отпущенного мартенсита (при отпуске на максимальную прочность ао,2 ~ 2000 МПа). Такие большие различия в уровне прочности различных типов аустенита следует связывать с наследованием ревертированным аустенитом дисперсных интерметаллидов, сформировавшихся в результате отпуска в мартенсите.

5. Присутствие в стали 03Н18К9М5Т примерно равных долей обоих типов аустенита (% Аост « % Арев и 20 %) при высоком уровне прочности (а02 = 1800. 1900 МПа) обеспечивает высокую ударную вязкость (KCU = = 1,0.1,2 МДж/м2), а также статическую (1с = 160.180 МПа мш) и циклическую трещиностойкость.

6. Высокий уровень хладостойкости стали 03Н18К9М5Т, в структуре которой присутствуют оба типа аустенита, обусловлен деформационным превращением остаточного аустенита, при этом ревертированный аустенит превращения не претерпевает.

8. ПРОМЫШЛЕННОЕ ОПРОБОВАНИЕ

Многолетний опыт разработки и эксплуатации новых конструкционных сталей свидетельствует о том, что конкурентоспособными могут считаться только те из них, которые при условии достаточно экономного легирования удачно сочетают в себе хорошие технологические свойства и высокий уровень конструкционной прочности. Результаты данной работы позволяют отнести НМС (низкоуглеродистые мартенситные стали) именно к таким материалам.

От традиционных конструкционных сталей НМС выгодно отличают две основные особенности: низкое содержание углерода и высокая устойчивость переохлажденного аустенита, обеспечивающая получение структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита охлаждением на спокойном воздухе. Все остальные преимущества НМС: высокая прокаливаемость (от 50 до 1500 мм в зависимости от системы легирования), хорошая свариваемость, низкая склонность к окислению и обезуглероживанию, малые деформации и коробление в результате закалки и многие другие, - являются следствием этих двух основных особенностей.

Технологические преимущества НМС позволяют в потоке действующего производства, то есть без капитальных затрат, успешно решать ряд проблем, неразрешимых при использовании традиционных сталей. К таким проблемам относятся, например, термическое упрочнение сложных сварных конструкций, длинных тонкостенных цилиндров, массивных крупногабаритных заготовок, подвергаемых последующей сварке.

Наиболее перспективными материалами среди исследованных НМС являются стали типа 12Х2Г2НМФТ, обладающие наибольшим уровнем прочности и наибольшей устойчивостью переохлажденного аустенита. Сочетание высокого уровня конструкционной прочности и высокой технологичности данных сталей делает возможным рекомендовать их для изготовления изделий большого сечения, применяемых в энергетическом и тяжелом машиностроении (валы, кольца роторов энергетических и газоперекачивающих установок, тяжелонагруженные шестерни и т. д.).

Необходимо отметить, что высокий комплекс свойств обеспечивается уже при охлаждении на спокойном воздухе с деформационного нагрева, тем самым исключается проведение специальной операции закалки и последующего отпуска. Упрощение технологического цикла изготовления изделий также приводит к получению высокой стабильности свойств и высокого качества изделия в целом, что особенно важно для крупногабаритных изделий большого сечения и сварных конструкций.

8.1. Стали, применяемые для изготовления роторных колес нагнетателей газоперекачивающих установок

Одними из самых ответственных массивных деталей, работающих в энергетических установках, являются рабочие колеса составных сварных роторов.

Колесо ротора представляет собой диск с ободом на периферийной части и втулкой или ступицей с отверстием в центральной части для посадки колеса на вал. Колесо насаживают на вал с помощью горячей посадки. Обод диска, как правило, несет на себе один ряд рабочих лопаток. Полотно диска изготавливают как тело равной прочности, при этом его толщина возрастает от обода к ступице так, чтобы возникающие напряжения были примерно одинаковыми в различных точках сечения диска. Чаще всего применяют диски, форма полотна которых в сечении представляет собой трапецию (рис. 8.1).

В несущих тяжелый лопаточный аппарат дисках, обладающих значительной массой и вращающихся с большими скоростями (5.6 тыс. об/мин.), возникают весьма высокие тангенциальные и радиальные напряжения. Обычно тангенциальные напряжения значительно больше радиальных и достигают максимума у поверхности втулочного отверстия. ш т, *

Рис. 8.1. Эскиз поковки роторного колеса нагнетателя газоперекачивающей установки

Существенная особенность работы дисков — повышенная температура и агрессивная среда. Роторные колеса в газоперекачивающих установках нагнетают при повышенных температурах природный газ и другие химические реагенты, вызывающие коррозию.

Таким образом, из анализа условий работы турбинных установок видно, что материал для роторных колес должен обладать сочетанием высокого уровня прочности (ств > Ю00 МПа) и ударной вязкости, а также высоким уровнем сопротивления хрупкому разрушению. Большие габариты изделия и условия сборки требуют от материала прежде всего высокой технологичности, большой прокаливаемости, хорошей свариваемости, низкой склонности к короблению и деформации при термической обработке и сварке.

В настоящее время для изготовления рабочих колес роторов нагнетателей газоперекачивающих установок используют либо сталь бейнитного класса 14Х2ГМР (ОАО «Компрессорный комплекс», г. Санкт-Петербург), либо мартенситно-стареющую сталь 03X11Н10М2Т-ВД (ОАО НПО «Искра», г. Пермь).

В бейнитной стали 14Х2ГМР, охлажденной на воздухе, вследствие низкой устойчивости переохлажденного аустенита в области промежуточного превращения формируется неоднородная структура верхнего бейнита с присущим ей комплексом механических свойств, существенно зависящих от условий термической и деформационной обработки, а также условий охлаждения. Различные степени деформации при горячем формообразовании в широком интервале температур и разные скорости последующего охлаждения в различных участках изделия не позволяют получать необходимый комплекс свойств, однородных по длине и сечению изделий. Поэтому стали данного класса после охлаждения с деформационного нагрева на воздухе подвергают высокому отпуску, что не позволяет обеспечивать в них уровень прочности более 600.700 МПа.

Основным способом повышения характеристик прочности является обеспечение в стали структуры мартенсита. Однако из-за низкой устойчивости переохлажденного аустенита в области промежуточного превращения стали бейнитного класса для формирования мартенситной структуры требуют ускоренного охлаждения с деформационного нагрева в жидкие закалочные среды или проведения отдельной операции закалки. В результате возникают значительные термические напряжения, которые могут привести к изменению формы и размеров изделий, снижению ударной вязкости, повышению критической температуры хрупкости • или даже к образованию закалочных трещин. Для получения точных термоупрочненных изделий из применяемых сталей требуется сложное

Г• специализированное закалочное и отпускное оборудование, оборудование для правки, а также установки для очистки от окалины и утилизации экологически вредных закалочных и промывочных жидкостей. Особо следует отметить, что стали бейнитного класса характеризуются ограниченной свариваемостью. Для их сварки требуется предварительный подогрев и ограничение интервала времени между сваркой и последующим отпуском во избежание возникновения остаточных напряжений или образования трещин.

Из используемых в настоящее время сталей для изготовления роторных колес нагнетателей ГПУ более технологичной является мартенситно-стареющая сталь 03X11Н10М2Т-ВД (ЭП678У-ВД). При более высоких характеристиках механических свойств сталь 03X11Н10М2Т-ВД обладает значительно лучшей технологичностью, так как не требует проведения подогрева под сварку, термической обработки после сварки (отпуск или закалка в воде с отпуском), приводящей к поводкам детали и образованию трудноудаляемой на внутренних поверхностях втулки окалины.

По существующим технологиям на АО «Мотовилихинские заводы» (п.п. 1-2) и АО НПО «Искра» (п.п. 3-6) заготовки для роторных колес изготавливают по следующему маршруту:

1. Получение слитков.

2. Отжиг при температуре 870.890 °С, выдержка не менее 40 ч.

3. Свободная ковка при температуре 1100.820 °С:

3.1. Обжатие слитка.

3.2. Осадка, подкатка, прошивка.

3.3. Расковка на оправке под внутренний диаметр, отделка. По окончании ковки охлаждение в воде, общий уков 2,06.

4. Контроль химического состава, характеристик механических свойств, проведение УЗК.

5. Механическая обработка (предварительная).

6. Упрочняющая термическая обработка:

6.1. Закалка 1060 ± 10 °С, выдержка 3,0.3,5 ч, вода;

6.2. Старение 580± 10 °С, выдержка 5,0.5,5 ч.

На основании результатов, представленных в данной работе, можно утверждать, что при обработке на уровень прочности ав ^ 1200 МПа низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной прочности обладают более высокой технологичностью по сравнению с МСС. Благодаря низкой склонности к росту зерна аустенита при нагреве и исключительно высокой устойчивости переохлажденного аустенита НМС можно закаливать охлаждением на спокойном воздухе в больших сечениях. Кроме того, НМС не склонны к «тепловой хрупкости», связанной с выделением избыточных карбидов по границам аустенитных зерен, поэтому проведение закалочного охлаждения возможно непосредственно с деформационного нагрева, то есть в металлургическом цикле производства точных термоупрочненных заготовок. При этом отпадает необходимость проведения отдельной операции закалки.

Высокая стабильность характеристик механических свойств закаленных НМС в широком интервале температур отпуска (до 500 °С включительно) позволяет проводить необходимые эксплуатационные и технологические нагревы с гарантией сохранения исходного высокого уровня свойств. Это могут быть, например, повышенные рабочие температуры, горячая запрессовка деталей, низкотемпературные виды химико-термической обработки и т. д. Следует особо подчеркнуть, что НМС повышенной прочности (стали типа 12Х2Г2НМФТ) можно применять для изготовления сварных конструкций, при этом существует два принципиально различающихся варианта технологических маршрутов: сварка термоупрочненных элементов без последующей термообработки; сварка нетермоупрочненных элементов с последующей закалкой- узла или конструкции.

При термоупрочнении массивных деталей или конструкций сложной формы после закалки можно проводить отпуск для снятия напряжений при /отп ^ 500 °С. После обработки по таким режимам в НМС обеспечивается не только заданный уровень прочности, но и высокие характеристики надежности, в том числе трещиностойкости, которые во многих случаях оказываются даже выше, чем у МСС (табл. 8.1).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

На основании проведенных исследований установлено, что низкоуглеродистый («0,1 % С) пакетный мартенсит является перспективной базовой структурой для создания технологичных конструкционных сталей с высокими показателями конструкционной прочности, . поскольку непосредственно после закалки или последующего низкого отпуска сталь с такой структурой при прочности ао,2 = 900.1000 МПа обладает высокой

О 1Ю динамической (КСТ > 0,2 МДж/м) и статической (1с > 100 МПа м ) трещиностойкостью, а также высокой циклической трещиностойкостью.

Исследованиями влияния структурного состояния на изменение различных видов трещиностойкости установлено, что независимо от содержания углерода максимальная пороговая циклическая трещиностойкость и максимальная динамическая трещиностойкость углеродистых и низколегированных сталей реализуются при формировании структуры дисперсного сорбита отпуска. Условия достижения максимальных значений статической трещиностойкости и циклической трещиностойкости на Парисовском участке зависят от содержания углерода: в сталях, содержащих более 0,40.45 % углерода, необходимо получить структуру дисперсного сорбита отпуска, в среднеуглеродистых сталях - троостита отпуска, а в низкоуглеродистых сталях (0,10.0,15 % С) - пакетного мартенсита.

Изучен микромеханизм и предложена модель роста пороговой усталостной трещины в сталях со структурой пакетного мартенсита и дисперсного сорбита отпуска. Показано, что в сталях с мартенситной структурой трещина, ориентируясь вдоль продольной оси мартенситных кристаллов, подрастает на шаг, равный расстоянию между стенками критической дислокационной структуры (КДС). КДС формируется в объеме

ЗЦПД в процессе циклического нагружения и представляет собой плотные дислокационные жгуты, ориентированные поперек мартенситных кристаллов.

В сталях со структурой дисперсного сорбита отпуска трещина не создает новых субграниц, а использует границы субзерен а-фазы, которые сформировались в процессе отпуска. Трещина при этом ориентируется преимущественно поперек субзерен а-фазы и подрастает на шаг, равный ширине субзерен. Этот микромеханизм роста усталостной трещины предложено называть субтранскристаллитной усталостью (СТУ), а рельефную составляющую - субтранкристаллитными бороздками (СТБ).

Сформулированы условия реализации различных видов субтранскристаллитной усталости. Показано, что если при АК = АК,/, размер зоны циклической пластической деформации меньше поперечного размера элемента субструктуры, то реализуется первая разновидность СТУ (СТУ в структуре пакетного мартенсита). Если же размер зоны циклической пластической деформации больше поперечного размера субструктурного элемента, реализуется вторая разновидность СТУ (СТУ в структуре дисперсного сорбита отпуска).

Исследования микромеханизма роста пороговой усталостной трещины позволили сделать вывод о том, что близкий уровень пороговой циклической

1/2 трещиностойкости (АКЛ = 3,8.4,1 МПа м ) закаленных и низкоотпущенных сталей с различным содержанием углерода связан с реализацией одного и того же механизма роста пороговой усталостной трещины (субтранскристаллитная усталость), а большие различия в уровне циклической трещиностойкости на Парисовском участке - с появлением по мере увеличения содержания углерода кристаллов пластинчатого мартенсита и, как следствие, с инициацией межзеренных проскоков трещины.

Построение диаграмм максимальной трещиностойкости (ДМТ) позволило установить связь между содержанием углерода в углеродистых и низколегированных сталях и температурой отпуска, в результате которого обеспечивается максимальный уровень каждого вида трещиностойкости.

Нанесение на поле ДМТ карт структурных состояний и (или) микромеханизмов разрушения позволило в компактном виде представить, какие изменения в структуре влияют на реализацию тех или иных микромеханизмов роста трещины и, в конечном счете, как все это сказывается на уровне трещиностойкости.

Проблема создания высокотехнологичных конструкционных сталей с уровнем прочности ао,2 = 1100. 1500 МПа была решена в результате повышения уровня прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) как за счет увеличения содержания углерода с 0,07.0,08 до 0,12.0,15 % (твердорастворное упрочнение), так и за счет дисперсионного упрочнения НМС.

Проведенное на НМС различных групп комплексное исследование кинетики у-а-превращения, получаемой структуры и характеристик механических свойств позволило сформулировать принципы конструирования химического состава, обеспечивающие получение структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении: а) в твердом растворе необходимо наличие карбидообразующих элементов с постепенно повышающейся склонностью к карбидообразованию, причем по мере повышения карбидообразующей способности их концентрация должна в определенной пропорции уменьшаться; б) температурный интервал мартенситного превращения должен быть таким, чтобы, с одной стороны, избежать появления пластинчатого мартенсита, а с другой - не допустить активного протекания процессов отпуска в свежеполученном пакетном мартенсите.

С учетом этих положений была создана новая группа низкоуглеродистых мартенситных сталей - НМС повышенной прочности 15Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ, 12ХЗГФАБ и др., которые в результате закалочного охлаждения на спокойном воздухе в сечениях до 1500 мм при уровне прочности ав = = 1300. 1600 МПа и а0,2 = 1100. 1400 МПа обеспечивают ударную вязкость

KCU = 0,9.1,5 МДж/м2, а также высокую трещиностойкость (КСТ > > 0,3.0,4 МДж/м2, 1С > 100 МПа м1/2).

Сравнительная оценка прочности и хладостойкости НМС и бейнитной стали 15Х2ГМФ свидетельствует о том, что структура низкоуглеродистого пакетного мартенсита обеспечивает наиболее высокое сочетание характеристик прочности и хладостойкости. Построение обобщенной диаграммы конструкционной вязкости строительных сталей и НМС позволило установить, что по уровню характеристик прочности, хладостойкости и технологичности НМС не имеют конкурентов среди современных строительных сталей.

Показана возможность дополнительного повышения прочности экономнолегированных низкоуглеродистых сталей со структурой пакетного мартенсита за счет дисперсионного упрочнения карбидами ванадия, дисперсными выделениями меди и интерметаллидами типа АВ. Установлено, что наиболее перспективным является интерметаллидное упрочнение, которое позволяет обеспечить высокий уровень пластичности и трещиностойкости при повышении уровня прочности НМС на 200.250 МПа. На стали 10НЗМЗБ после закалки на воздухе с деформационного нагрева и последующего отпуска при 500.550 °С получен следующий комплекс характеристик механических свойств: ст0)2 = 1Ю0 МПа, KCU = 1,1 МДж/м2, КСТ = 0,26.0,28 МДж/м2, 1С = 86.89 МПа м,/2.

Установлено, что увеличение содержания углерода в НМС с допустимого интервала 0,006.0,05 % С до уровня 0,07.0,12 % С приводит к инициации процессов распада твердого раствора во время отпуска при 300.350 °С длительностью более 2 часов. В сплавах с содержанием углерода менее 0,06.0,07 % процессы распада начинаются только при температурах отпуска выше 500 °С.

Предел прочности НМС типа ХЗГНМ остается практически неизменным (1130.1160 МПа) вплоть до температур отпуска 500.550 °С. Сопротивление малым пластическим деформациям (do,2, сгпц) с повышением температуры отпуска меняется экстремально с максимумом, положение которого зависит от содержания углерода. Температура отпуска, соответствующая максимальным значениям суо,2 и аПщ снижается по мере увеличения содержания углерода в НМС и составляет 500.550 °С для сталей с 0,07 % С и 300.350 °С для сталей с 0,11. .0,12 % С.

Показано, что при условии сохранения высокого уровня прочности максимальный уровень ударной вязкости и динамической трещиностойкости НМС ХЗГНМ достигается непосредственно после закалки на воздухе или после закалки и низкого отпуска при температуре 200 °С и составляет: KCU =

2 2 = 0,9.1,4 МДж/м , КСТ = 0,3.0,6 МДж/м". Процессы распада твердого раствора, протекающие в интервале температур отпуска 350.550 °С, приводят к снижению ударной вязкости и динамической трещиностойкости. Температура отпуска, при которой наблюдается минимум KCU и КСТ, снижается с 550 °С у стали с 0,07 % С до 500 °С у сталей, содержащих 0,08.0,11 % С. Изменение характеристик статической и циклической трещиностойкости НМС ХЗГНМ с повышением температуры отпуска качественно подобно изменению ударной вязкости и динамической трещиностойкости.

Сравнение уровня трещиностойкости НМС 07ХЗГНМ в различных структурных состояниях свидетельствует о том, что при одинаковом уровне прочности С7о,2 = 900 МПа сталь со структурой пакетного мартенсита обладает более высокой трещиностойкостью как при однократном, так и при циклическом нагружении, чем сталь со структурой дисперсного сорбита отпуска.

Установлено, что снижение характеристик ударной вязкости и трещиностойкости НМС 07ХЗГНМ связано не с проявлением обратимой отпускной хрупкости, а с карбидными превращениями, происходящими при отпуске.

Оценка технологических свойств НМС показала следующее:

1. Высокая устойчивость переохлажденного аустенита НМС обеспечивает возможность получения структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита при охлаждении на спокойном воздухе, причем прокаливаемость НМС за счет варьирования содержания углерода и экономного комплексного легирования можно изменять в широких пределах от 10 до 1500 мм.

2. НМС являются хорошо свариваемыми сталями. Они не склонны к образованию холодных и горячих трещин даже при сварке без подогрева в термоупрочненном состоянии, имеют высокий уровень прочности в сварных соединениях при высоком сопротивлении хрупкому разрушению.

3. Все без исключения промышленные НМС после закалки с охлаждением на воздухе при высоком уровне прочности обладают высокой ударной вязкостью, трещиностойкостью и низкой склонностью к хрупкому разрушению, что является прямым следствием низкого уровня остаточных напряжений;

4. НМС обладают низкой склонностью к деформации и короблению при закалке, что обеспечивает получение точных термоупрочненных заготовок с деформационного нагрева, а также проведение закалки крупногабаритных сварных конструкций с обеспечением заданных механических свойств и геометрических размеров.

Другой группой технологичных низкоуглеродистых сталей, в которых структура пакетного мартенсита может быть получена при охлаждении с низкими скоростями, являются мартенситно-стареющие стали (МСС).

Показано, что в МСС типа ЭП-678 формирование выделений интерметаллидных фаз, главной из которых в исследуемых сталях является фаза Ni3Ti, происходит в две стадии: на первой стадии (температуры отпуска 380.440 °С) формируются когерентные выделения кубической фазы (3-Ni3Ti, на второй стадии происходит формирование некогерентной гексагональной фазы r|-Ni3Ti. Проведение двойного отпуска по схеме «низкотемпературный отпуск + высокотемпературный отпуск» позволяет получать более дисперсные, по сравнению с однократным отпуском, некогерентные выделения.

Установлено, что при увеличении дисперсности некогерентной упрочняющей фазы Ni3Ti прочность МСС типа ЭП-678 растет, а трещиностойкость при однократном нагружении снижается. Присутствие в. структуре МСС когерентных выделений в еще большей степени снижает динамическую трещиностойкость при одновременном повышении характеристик статической трещиностойкости.

Увеличение дисперсности некогерентных выделений приводит к снижению характеристик циклической трещиностойкости МСС ЭП-678 во всем исследованном диапазоне изменения АК.

В том случае, если упрочнение МСС реализовано за счет когерентных выделений (отпуск 440 °С), то ее циклическая трещиностойкость в околопороговой области - низкая и приближается к уровню ЦТ МСС с самыми дисперсными некогерентными выделениями. В высокоамплитудной области ЦТ стали с когерентными выделениями высокая и приближается к уровню, которым обладает закаленная сталь.

Установлено, что главной причиной нестабильности характеристик трещиностойкости металла ЭП-678 вакуумного электроннолучевого переплава являются скопления и строчки неметаллических включений, облегчающие распространение трещины как при статическом, так и при динамическом нагружении. Проведенные исследования выявили целесообразность замены вакуумно-дугового переплава МСС ЭП-678 его модификацией — ВДП в электромагнитном поле.

Проблема повышения околопороговой циклической трещиностойкости НМС и МСС может быть решена за счет некоторого увеличения размеров элементов структуры. Показано, что укрупнение аустенитных зерен и пакетов мартенсита мало влияет на прочность НМС и МСС. При этом статическая трещиностойкость — высокая и не изменяется либо увеличивается на 10. 15 %, динамическая трещиностойкость падает, оставаясь на уровне КСТ > >0,12 МДж/м , а околопороговая циклическая трещиностойкость повышается. Такое изменение характеристик прочности и трещиностойкости позволяет, учитывая условия работы детали или конструкции, в определенных пределах управлять уровнем динамической и циклической трещиностойкости сталей со структурой пакетного мартенсита.

Показано, что повышение циклической трещиностойкости НМС и МСС в околопороговой области является следствием эффекта закрытия трещины, связанного с увеличением шероховатости поверхности изломов перегретых сталей. Кроме того, в сталях без дисперсных выделений проявляется дополнительный эффект увеличения числа циклов нагружения, необходимого для очередного проскока усталостной трещины. Объяснение этого эффекта заключается в том, что при заданном АК размер зоны циклической пластической деформации остается неизменным, а размер мартенситного пакета увеличивается.

Дальнейшее повышение конструкционной прочности низкоуглеродистых сталей возможно за счет получения в структуре некоторого количества остаточного, ревертированного или обоих этих типов аустенита.

Показано, что, варьируя температуру и длительность изотермической выдержки кремнистых сталей, можно получать наряду с низкоуглеродистой а-фазой примерно одинаковые количества (20.30 %) остаточного аустенита различной стабильности.

Присутствие в структуре кремнистых сталей 20.30 % остаточного аустенита, независимо от уровня его стабильности, позволяет существенно повысить околопороговую циклическую трещиностойкость (АКth =

1/2 11,5. 11,7 МПа м ). Повышение стабильности остаточного аустенита приводит к существенному повышению статической трещиностойкости, динамической трещиностойкости при положительных температурах, а также циклической трещиностойкости в пределах Парисовского участка. Так, сталь 38ХС после изотермической закалки (аустенитизация при 920 °С, 20 мин., изотермическая выдержка при 370 °С, 20 мин., охлаждение в воде) приобретает следующий комплекс свойств: а0,2 = 1200 МПа, KCU =1,2 МДж/м2, КСТ = = 0,3 МДж/м2,1С= 113. .115 МПам1/2, ДК,Л= 11,7 МПа м1/2, ДК*= 38 МПа м1/2.

Показано, что дальнейшее повышение конструкционной прочности мартенситно-стареющих сталей возможно за счет получения в их структуре определенного количества ревертированного и остаточного аустенита.

Выявлены закономерности формирования различных типов аустенита в МСС 03Н18К9М5Т. В результате закалки из межкритического интервала температур (МКИТ) доля ревертированного аустенита, сохраняющегося при охлаждении до комнатной температуры, изменяется экстремально с максимумом, соответствующим примерно середине МКИТ. Стабильность ревертированного аустенита при повышении температуры нагрева в МКИТ снижается. Используя эффект неполной гомогенизации, кратковременным нагревом в аустенитную область в МСС 03Н18К9М5Т можно получать остаточный аустенит, доля которого зависит от температуры и длительности выдержки как при предварительном нагреве в МКИТ, так и при нагреве в аустенитную область. С увеличением температуры и длительности этих нагревов доля остаточного аустенита уменьшается.

Установлено, что в стали 03Н18К9М5Т, содержащей остаточный аустенит, температура появления ревертированного аустенита существенно снижается (с 500 до 430 °С). При отпуске на максимальную прочность (t0Tn = = 490.500 °С) доля вновь появившегося ревертированного аустенита зависит от времени выдержки в высокотемпературной области: с увеличением времени выдержки доля ревертированного аустенита увеличивается.

Проведенная оценка уровня сопротивления пластической деформации остаточного и ревертированного аустенита показала, что предел текучести остаточного аустенита близок к пределу текучести неотпущенного мартенсита (а0,2 ~ 1000 МПа), а предел текучести ревертированного аустенита - к пределу текучести отпущенного мартенсита (при отпуске на максимальную прочность о од ~ 2000 МПа). Различия в уровне прочности различных типов аустенита связаны с наследованием ревертированным аустенитом дисперсных интерметаллидов, сформировавшихся в мартенсите в результате отпуска.

Присутствие в стали 03Н18К9М5Т примерно равных долей обоих типов аустенита (% АоСТ ~ % Арев « 20 %) при высоком уровне прочности (ст0,2 = = 1800. 1900 МПа) обеспечивает высокую ударную вязкость (KCU =

1 Г) 1,0.1,2 МДж/м), а также статическую (1с = 160.180 МПа м ) и циклическую трещиностойкость. Высокий уровень хладостойкости стали 03Н18К9М5Т, в структуре которой присутствуют оба типа аустенита, обусловлен деформационным превращением остаточного аустенита, при этом ревертированный аустенит превращения не претерпевает.

Таким образом, проведенный комплекс исследований позволяет предложить для промышленного использования единый ряд низкоуглеродистых конструкционных сталей (НМС —> НМС повышенной прочности —> МСС) с высоким уровнем технологичности и трещиностойкости при самых различных способах нагружения, при этом уровень прочности этих сталей изменяется в широких пределах: от 700.800 до 1900.2100 МПа.

Изготовление промышленной партии поковок для роторных колес нагнетателей газоперекачивающих установок из НМС повышенной прочности 12Х2Г2НМФБ подтвердило возможность обеспечения высокого уровня конструкционной прочности тяжелонагруженных массивных деталей за счет гарантированного получения структуры пакетного мартенсита в процессе медленного охлаждения.

1. Кишкина С.И. Сопротивление разрушению алюминиевых сплавов // М.: Металлургия, 1981.-297 с.

2. Васильченко Г.С., Морозов Е.М. Расчет на прочность массивных конструкций, содержащих трещины // Вестник машиностроения. 1977. — № 3. -С. 72-74.

3. Георгиев М.Н., Морозов Е.М. Предел трещиностойкости и расчет на прочность в пластическом состоянии // Проблемы прочности. 1979. — № 7. — С. 45-48.

4. Морозов Е.М. Единый метод расчета на хрупкую и квазихрупкую прочность // Сб. научн. тр.: Моск. инж-физ. ин-т. — 1977. — Вып. 4. С. 47-51.

5. Морозов Е.М., Фридман Я.Б. Некоторые закономерности в теории трещин // Сб. научн. тр.: Моск. инж-физ. ин-т. 1968. - Вып. 2. - С. 216-253.

6. Морозов Е.М. О расчете на прочность на стадии разрушения // Сб. научн. тр.: Моск. инж-физ. ин-т. 1969. - Вып. 3. - С. 97-90.

7. Махутов А.Н. Определение коэффициента интенсивности деформаций // Унификация методов испытаний металлов на трещиностойкость: Сб. научн. тр. М., 1982. - Вып. 2. - С. 54-59.

8. Махутов Н.А. Образование и развитие трещин малоциклового разрушения при повышенных температурах // Матер. Всесоюзного симпозиума по малоцикловой усталости / ЧПИ. Челябинск, 1974. - Вып.2. - С. 71-73.

9. Махутов Н.А. Диаграмма разрушения в связи с пластическими деформациями в зоне трещины // Прочность материалов и конструкций. — Киев: Наукова Думка, 1975. С. 340-344.

10. Леонов М.Я., Панасюк В.В. Розвиток трщини, яка в плаш мае форму круга // ДАН УРСР. 1961. - № 2. - С. 165-168.

11. Панасюк В.В. До Teopii поширения тр1щин при деформацп твердого тша // ДАН УРСР. 1960. - №9. - С. 1185-1188.

12. Панасюк В.В. Предельное равновесие хрупких тел с трещинами -Киев: Наукова Думка, 1968. 246 с.

13. Dugdale D.S. Yelding of Steel Sheets, Containing Slits // Journ. of Mech and Phys. of Solids. 1960. - Vol. 8,2. - P. 112-116.

14. Броек Д. Основы механики разрушения. М.: Высшая школа, 1980. —368 с.

15. Eshelbis J. D. Continuum Theory of Lattice Defects // Solid State Physics.- New York: Acad. Press, 1956. Vol. 3. - P. 79-144.

16. Черепанов Т.П. О распространении трещин в сплошной среде // ПММ.- 1967. Т. 31, вып. 3. - С. 111-116.

17. Rice J. R. A Path Independent Integral and the Approximate Analysis of Strain Concentration by Notches and Cracks // Trans. ASME. Journ. Appl. Mech., 1968.-P. 379-386.

18. Анохин А.А. Установление закономерностей упругопластического разрушения сталей и разработка рекомендаций по уменьшению металлоемкости сельхозмашин // Автореф. дис. . канд. техн. наук: 05.16.01. — М.: МВТУ им. Н.Э. Баумана, 1984. 15 с.

19. Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик вязкости разрушения (трещиностойкости) при динамическом нагружении: Метод, указания. М.: Изд-во стандартов, 1983. —51 с.

20. Otani L. Tetsudo Gidsuku Kanku Sure // Journ. of Railway Eng. Res. -1957. Vol. 14. - P. 503-509.

21. Дроздовский Б.А., Фридман Я.Б. Методика оценки чувствительности материалов к трещинам при ударном изгибе // Заводская лаборатория. 1959. -№3.- С. 320-328. * ,

22. Лившиц Л.С., Рахманов А.С. Об определении ударной вязкости при низких температурах и склонности материала к зарождению й развитию трещин // Заводская лаборатория. 1959. - № 2. - С. 190-192.

23. Newhouse D. I. Relationships Between Charpy Impact Energy, Fracture Appearance and Test Temperature in Alloy Steels // Weld. Journ. 1963. - Vol. 42,3.-P. 1058-1118.

24. Гуляев А.П. Разложение ударной вязкости на ее составляющие по данным испытания образцов с разным надрезом // Заводская лаборатория. — 1967.- №4.-С. 473-475.

25. Тернер К. Измерение вязкости разрушения при ударном испытании с осциллографированием // Ударные испытания металлов. М.: Мир, 1973. — С. 100-122.

26. Kennich P. An Analogue Computer Model of Charpy Impact Test // Comm. Doc.A/79. Navy Dep. Advis. Comm. on Structural Steels, 1968. October.

27. Георгиев M.H. Вязкость малоуглеродистых сталей. M.: Металлург-издат, 1973. - 224 с.

28. Мэттьюз У. Роль ударных испытаний при оценке вязкости разрушения материалов // Ударные испытания металлов. М.: Мир, 1973. — С. 13-29.

29. Косарев Л.Н. Повышение прочности, надежности и долговечности корпуса фрикционного аппарата Ш1-ТМ // Автореф. дис. . канд. техн. наук: 05.16.01. М.: ЦНИИ МПС, 1975. - 18 с.

30. Барсом Дж., Рольф С. Корреляция между Kic и результатами испытаний образцов Шарпи с V-образным надрезом в интервале критических температур // Ударные испытания металлов. М.: Мир, 1973. — С. 277-296.

31. Георгиев М.Н., Кудин В.Г. Критическая температура хрупкости в связи с условиями эксплуатационного разрушения // Заводская лаборатория. — 1982.-№6.-С. 69-71.

32. ГОСТ23026-78. Металлы. Метод испытания на многоцикловую и малоцикловую усталость. М.: Изд-во стандартов, 1980. — 40 с.

33. Hoeppner D.W., Krupp W.E. Prediction of Component Life by Application of Fatigue Growth Knoledge // Eng. Fract. Mech., 1974. Vol. 6. - P. 47-70.

34. Серенсен C.B., Когаев В.П., Шнейдерович P.M. Несущая способность и расчеты деталей машин на прочность. М.: Машгиз, 1963. — 451 с.

35. Труфяков В.И. Усталость сварных соединений. Киев: Наукова Думка, 1973.-216 с.

36. Коцаньда С. Усталостное разрушение металлов. М.: Металлургия, 1976.-455 с.

37. Paris Р.С. A Critical Analysis of Crack Propagation Laws // Journ. of Bas. Eng. Trans.ASME, 1963. -№ 4. P. 528-534.

38. Ярема С.Я. Исследование роста усталостных трещин и кинетические диаграммы усталостного разрушения // ФХММ. 1977. - Т. 13, № 4. - С. 3-19.

39. Ярема С.Я., Ратыч JI.B., Попович В.В. Диаграммы усталостного разрушения стали 65Г различных термообработок // ФХММ. 1975. - Т. 10, № 3. - С. 45-51.

40. Ярема С.Я., Микитишин С.И. Аналитическое описание диаграммы усталостного разрушения материалов // ФХММ. — 1975. — Т. 11, № 6. С. 47-54.

41. Иванова B.C. Концепция циклической вязкости разрушения // Циклическая вязкость разрушения металлов и сплавов. — М.: Наука, 1981. —

42. Романив О.Н., Деев Н.А., Гладкий Я.Н., Студент А.З. Фрактографическое исследование роста усталостных трещин в низко-отпущенных сталях // ФХММ. 1975. - Т. 11, № 5. - С. 23-28.

43. Гордеева Т.А., Жегина И.П. Метод выявления различных стадий разрушения при повторном нагружении по микрофрактографическим признакам // Заводская лаборатория. — 1976. — № 4. — С. 464-496.

44. Cooke R.J., Irving Р.Е., Booth G.S., Beevers С J. The slow fatigue crack growth and threshold behavior of a medium-carbon alloy steel in air and vacuum // Eng. Fract. Mech., 1975. Vol. 7. - P. 69-77.

45. Yeum A., Hopkins S.W., Leverant G.R., Rau S.A. Correlations between fracture mechanics parameters for stage 2 fatigue crack propagation in Ti-6A1-4V // Met. Trans., 1974,-Vol. 5.-P. 1833-1842.

46. Lindlei T.C., Richards C.E., Ritchie R.O. Mechanics and mechanisms of fatigue crack growth in metals. A review // Met. and Metal Form., 1976. — Vol. 43,9. -P. 268-280.

47. Иванова B.C. Разрушение металлов. ~M.: Металлургия, 1979. 168 с.

48. Иванова B.C. К определению циклической вязкости разрушения в условиях подобия предельного состояния // ФХММ. 1978. - Т. 14, № 4. -С. 77-86.

49. Маслов Л.И., Арита М., Беженов А.И. Кинетика распространения усталостных трещин в сталях и сплавах титана и никеля //ФХММ. 1977. -Т. 13, №3.-С. 20-26.

50. Otsuca A., Miyata Т., Nishimura S., Kashiwagi Y. Crack initiation frjm a sharp notch and stretched zone // Eng. Fract. Mech., 1975. Vol. 7,3. - P. 119-128.

51. Garret G.G. On the tensile to shear fracture mode transision in fatigue crack propagation // Met. Trans., 1979. Vol. 10,5. - P. 648-651.

52. Гуревич C.E., Едидович Л.Д. О скорости распространения трещины и пороговых значениях коэффициента интенсивности напряжения в процессе усталостного разрушения // Усталость и вязкость разрушения металлов. М.: Наука, 1974.-С. 36-78.

53. Гуревич С.Е., Едидович Л.Д. Применение критериев механики разрушения для изучения роста трещины при усталости // Теор. и прикл. мех. -1978.-Т. 9, №2.-С. 117-121.

54. Masounave J., Bailon J-P. Effect of grain size on the threshold stress intensity factor of a ferritic steel К Scr. Met. 1976. - Vol. 10,2. - P. 165-170.

55. Hornbogen E., Zumhgar K-H. Microstructure and fatigue crack growth in a y-Fe-Ni-Al alloy // Acta Met. 1976. - Vol. 24,6. - P. 581-592.

56. Осташ О.П., Ярема С.Я., Ющенко K.A., Белоцерковец В.И., Жмур-Клименко В.Т., Ващенко А.Н. Влияние структуры стали 03X13ATI9 на развитие усталостных трещин при нормальной и низкой температурах // ФХММ. 1977. - Т. 13, № 6. - С.56-61.

57. Каплун А.Б. Влияние параметров цикла нагружения на рост усталостных трещин // ФХММ. Т. 14, № 4. - С. 58-68.

58. Niccols Е.Н. A correlation for fatigue crack growth rate // Scr. Met. 1976. -Vol. 10,4.-P. 295-298.

59. Tomkins B. Fatigue crack propagation. An analysis // Phil. Mag. 1968. -Vol. 155.-P. 1041-1066.

60. Homna H., Nakasawa H. Effect of mechanical properties of material on rate of fatigue crack propagation // Eng. Fract. Mech. — 1978. Vol. 10,3. -P. 539-552.

61. Schutz W. Fatigue life prediction of aircraft structures past, present and future // Eng. Fract. Mech. - 1974. - Vol. 6,4. - P. 745-773.

62. Ромвари П., Тот Л., Надь Д. Анализ закономерностей распространения усталостных трещин в металлах // Проблемы прочности. — 1980. — № 12. — С. 18-28.

63. Кудряшов В.Г., Смоленцев В.Н. Вязкость разрушения алюминиевых сплавов // М.: Металлургия, 1976. 295 с.

64. Черепанов Т.П. О росте трещин при циклическом нагружении // ПМТФ. 1968. - № 6. - С. 64-75.

65. Черепанов Г.П., Кулиев В.Д. Влияние частоты нагружения и неактивных внешних сред на рост усталостных трещин // Проблемы прочности. 1972. — № 1.-С. 31-36.

66. Межова Н.Я. Скорость роста усталостных трещин в малоуглеродистых сталях // Автореф. дис. . канд. техн. наук: 05.16.01. М.: ВНИИЖТ, 1979.-10 с.

67. Георгиев М.Н., Данилов В.Н., Догадушкин В.А., Межова Н.Я., Минаев В.Н. Методика оценки циклической трещиностойкости малоуглеродистых сталей // Проблемы прочности. 1981. - № 8. - С. 18-25.

68. Kanasawa Т., MachidaS., Itoga К. On the effect of cyclic stress ratio on fatigue crack propagation // Eng. Fract. Mech. 1975. - Vol. 7,3. - P. 445-455.

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

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

71. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали: Учеб. пособие. — Екатеринбург: УрО РАН, 1999. — 496 с.

72. Тамура X., Ямадзаки Я., Коно К. Сварка сталей, используемых при низких температурах. М.: Машиностроение, 1978. - 160 с.

73. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. М.: Металлургия, 1983. — 368 с.

74. Sarma D.S., Whiteman J.A., Woodhead J. // Metal. Sci. J. 1976. - Vol. 10,11.-P. 391-395.

75. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть II. Деформация. — М.: МИСИС, 1997.-527 с.

76. Thomas G., Das S.K. Multiple transformation in Ferrous martensites // J. Iron and Steel Inst. 1971. - Vol. 209,10. - P. 801-804.

77. Гуляев А.П. Металловедение. M.: Металлургия, 1977. - 647 с.

78. Kelly P.M., Nutting J. The morphology of martensite in Iron // J. Iron and Steel Inst.-1961.-Vol. 197,3.-P. 199-211.

79. Speich G.R., Warlimont H. Yield strength and transformation substructure of low carbon martensite // J. Iron and Steel Inst. 1968. - Vol. 206,4. - P. 385-392.

80. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys // Metallurgical Trans. 1971. - Vol. 2,9. - P. 2343-2357.

81. Бернштейн M.JI., Займовский B.A., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. - 480 с.

82. Счастливцев В.М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. - 288 с.

83. Карабасова Л.В., Спасский М.Н., Штремель М.А Иерархия структуры малоуглеродистого мартенсита // ФММ. 1974. Т. 37, № 6. - С. 1238-1248.

84. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите // ФММ. 1990. - Т. 69, № 3. - С. 161-167.

85. Apple С.А., Karon R.Y., Krauss G. Packet Microstructure in Fe 0.2 pst.C Martensite // Met. Trans. - 1974. - Vol. 5,3. - P. 593-599.

86. Андреев Ю.Г. Морфология и разрушение пакетного мартенсита (по наблюдениям на монокристаллах) // Автореф. дис. . докт. физ.-мат. наук: 01.04.07. М.: МИСиС, 1990. - 44 с.

87. Мешков Ю.Я., Пахаренко Г.А. Структура металла и хрупкость стальных изделий. Киев: Наукова думка, 1985. — 268 с.

88. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. I. Границы между кристаллами в пакете // ФММ — 1990. — Т. 69, вып. З.-С. 161-168.

89. Гиспецка Л., Мазанец К. Влияние термомеханической обработки на прочностные характеристики конструкционных сталей // ФХММ. 1968. — № 5. -С. 517-524".

90. Da Silva P.S.P., Brook R. Fracture Toughness of Martensitic Steels // Proc. Int. Conf. Mech. Behav. Mater.: Kyoto, 1971. Vol. 1. -P. 513-524.

91. Романив O.H. Вязкость разрушения конструкционных сталей. — М.: Металлургия, 1979. 176 с.

92. Романив О.Н. Структурная концепция порогов усталости конструкционных сплавов // ФХММ. 1986. - Т. 22, № 1. - С. 106-116.

93. Романив О.Н., Шур Е.А., Симинькович В.Н., Ткач А.Н., Киселева Т.Н. Трещиностойкость перлитных эвтектоидных сталей. 11. Разрушение сталей при циклическом нагружении // ФХММ. 1983. - Т. 19, № 2. - С. 37-45.

94. Романив О.Н., Гладкий Я.Н., Зима Ю.В. Влияние структурных факторов на кинетику трещин усталости в конструкционных сталях // ФХММ. -1978.-Т. 14, №2.-С. 3-15.

95. Ярема С.Я., Ратыч JI.B., Попович В.В. Диаграммы усталостного разрушения стали 65Г различных термообработок // ФХММ. 1975. — Т. 11, №3.-С. 45-51.

96. Fine М.Е. Fatigue resistance of metals // Met. Trans. 1980. - Vol. 11,3. -P. 365-379.

97. Микитишин С.И., Кошевой H.C., Котур Я.М. и др. Трещиностойкость сталей 40Х и 35ХГСА в высокопрочном состоянии // ФХММ. 1978. - Т. 14, №5.-С. 59-63.

98. Цвигун В.Н., Алатыкин А.Б., Челышев Н.А. и др. Выбор термической обработки стали ЗОХГСА, обеспечивающей максимальную трещиностойкость и износостойкость // Изв. ВУЗов. ЧМ. 1984. -№ 6. - С. 85-88.

99. Thielen P.N., Fine М.Е. Fatigue Crack Propagation in 4140 Steel // Met. Trans. 1975. - Vol. 6,11: - P. 2122-2143.

100. Корнев Н.И., Косарев JI.H. Влияние термической обработки на циклическую трещиностойкость низкоуглеродисгых литых сталей // МиТОМ. -1983.-№8.-С. 8-12.

101. Покровский В.В., Трощенко В.Т., Ясний П.В. Трещиностойкость конструкционных сплавов при циклических нагрузках // Сопротивление развитию усталостных трещин в металлических сплавах: Сб. научн. тр. М.: Транспорт, 1984. - С. 85-91.

102. Покровский В.В., Скоренко Ю.С., Карзов Г.П. Тимофеев Б.Т., Леонов В.П. Исследование влияния температуры испытаний на закономерностиразвития усталостных трещин в теплоустойчивых сталях 15Х2МФА и 15Х2НМФА. // Проблемы прочности. 1982. - № 2. - С. 14-18.

103. Трощенко В.Т., Ясний П.В., Покровский В.В. Влияние температуры испытаний на трещиностойкость конструкционных теплоустойчивых сталей // ФХММ. Т. 22, № 1. - С. 98-106.

104. Крамаров М.А., Виноградов С.Н. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость стали 15Х2НЗМДФТЧА // МиТОМ. 1986. - № 1. -С. 42-45.

105. Richards С.Е., Lindley Т.С. The influence of stress intensity and microstructure on fatigue crack propagation in ferritic materials // Eng. Fract. Mech. 1972. - Vol. 4. - P. 951-988.

106. Robinson J.N., Tuck C.W. The relationship between microstructure and fracture toughness for a low-alloy steel // Eng. Fract. Mech. 1972. - Vol. 4,2. — P. 377-392.

107. Priddle E.X. Fatigue crack growth in a high strength steel // Adv. Res. Strength Fracture Mater. 4th Int. Conf. Fract.: Waterloo, 1977; New York, 1978. -P. 1249-1257.

108. Ярема С.Я., Красовский А.Я., Осташ А.П., Степаненко В.А. Развитие усталостного разрушения в листовой малоуглеродистой стали при комнатной и низкой температурах // Проблемы прочности. — 1977. — № 3. — С. 21-26.

109. Griffits J.R., Richards С.Е. The influence of thickness on fatigue crack propagation rates in a low alloy weld metal above and below general yield // Met. Sci. and Eng. 1973. - Vol. 11,6. - P. 305-310.

110. Horn R.M. Influence of heat treatment on fatigue growth rates of a secondary hardening steel // Met. Trans. 1975. - Vol. 6,8. - P. 1525-1533.

111. Miller G.A. The dependence of fatigue crack growth rate on the stress intensity factor and the mechanical properties of some high strength steels // Trans. ASM. 1968. - Vol. 61,2. -P. 442-448.

112. Marder A.R., Krauss G. // Proc. 12th Int. Conf. Strength Met. and Alloys: California, 1970. P. 86-91.

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

114. Саррак В.И., Суворова С.О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите // ФММ. 1968. - Т. 25, № 1. - С. 147-156.

115. Георгиев М.Н., Догадушкин В.Ю., Межова Н.Я., Минаев В.Н., Строк Л.П. О механизме распространения усталостной трещины в металлических материалах // ФХММ. 1982. - Т. 18, № 4. - С. 35^2.

116. Горицкий В.М., Иванова B.C., Орлов Л.Г. Дислокационная структура железа у вершины усталостной трещины // Проблемы прочности. — 1975. -№11.-С. 13-18.

117. Георгиев М.Н., Межова Н.Я., Строк Л.П. Применение рентгеновской фрактографии для изучения закономерностей разрушения металлов // Заводская лаборатория. 1981. - № 8. - С. 54-58.

118. Георгиев М.Н., Липчин Н.Н., Симонов Ю.Н. Связь структуры металла с фрактографическими особенностями поверхности усталостных изломов // ФММ. 1987. - Т. 63, № 3. - С. 622-624.

119. Георгиев М.Н., Догадушкин В.Ю., Межова Н.Я., Строк Л.П. О классификации металлических изломов // Заводская лаборатория. — 1981. — №8.-С. 81-86.

120. Ромашв О.Н., Зима Ю.В., Карпенко Г.В. Електронна фрактограф!я змщнених сталей. Кшв: Наукова думка, 1974. - 208 с.

121. Elber W. The significance of fatigue crack closure // Damage Tolerance in Aircraft Structures // ASTM STP 486: Pliladelphia, 1971. P. 230-262.

122. Романив O.H., Никифорчин Г.Н., Андрусив Б.Н. Эффект закрытия трещины и оценка циклической трещиностойкости конструкционных сплавов // ФХММ. 1983. - Т. 18, № 3. - С. 47-61.

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

124. Романив О.Н., Ткач А.Н., Ленец Ю.Н. О возможном нарушении инвариантности кинетических диаграмм усталостного разрушения, вызываемом явлением закрытия трещины // ФХММ. — 1984. — № 6. С. 62-70.

125. Ярема С.Я., Попович В.В., Зима Ю.В. Влияние структуры на сопротивление стали 65Г росту усталостной трещины // ФХММ. — 1982. Т. 18, №1.-С. 16-30.

126. Романив О.Н., Ткач А.Н. Конструктивная прочность сталей со структурой отпущенного мартенсита // МиТОМ. 1982. - № 5. - С. 7-11.

127. Хагедорн К.Э., Цайслмайр Х.-Хр. Механика разрушения // Статическая прочность и механика разрушения сталей: Сб. науч. тр. — М.: Металлургия, 1968. С. 285-369.

128. Колачев Б.А., Ливанов В.А., БухановаА.А. Механические свойства титана и его сплавов. М.: Металлургия, 1974. — 544 с.

129. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

130. Swanson W.D., Parr J.G. // Transformation characteristics of low-carbon steels, containing Ni // J. Iron Steel Inst. 1964. - Vol. 202, № 2. - P. 104-112.

131. Максимова О.П., Майстренко Л.Г. О некоторых закономерностях изменения эффекта взрыва при мартенситных превращениях // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. науч. тр. М.: Металлургия, 1968. — Вып.9. - С. 37-50.

132. Кардонский В.М., Перкас М.Д. Изменение структуры и свойств мартенсита сплавов на основе Fe-Ni при старении // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. науч. тр. М.: Металлургия, 1968. - Вып.9. -С. 132-142.

133. Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1967.-223 с.

134. Miller G.P., Mitchell М.А. influence of Ni contenton the Ms and As temperatures of Fe Ni alloys // J. Iron Steel Inst. - 1965. - Vol. 203, №9. -P. 895-911.

135. Клейнер JI.M., Коган Л.И., Энтин Р.И. Свойства легированного низкоуглеродистого мартенсита // ФММ. 1972. - Т. 33, № 4. - С. 824-830.

136. Коган Л.И., Клейнер Л.М., Энтин Р.И. Особенности превращения аустенита в малоуглеродистых легированных сталях // ФММ. — 1976. — Т. 41, № 1.-С. 118-124.

137. Энтин Р.И., Клейнер Л.М., Коган Л.И., Пиликина Л.Д. Низкоуглеродистые мартенситные стали // Изв. АН СССР. Металлы. 1979. -№3.-С. 114-120.

138. Клейнер Л.М. Низкоуглеродистые мартенситные стали. Пермь: ПермГТУ, 1997.-71 с.

139. Энтин Р.И. Превращение аустенита в стали. М.: Металлургиздат, 1960.-252 с.

140. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман Л.А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. — 328 с.

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

142. Петрова Е.Ф., Шварцман Л.А. Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. Минчермет СССР, 1959. № 1. — С. 123-134.

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

144. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н., Яковлева И.Л. Особенности у—>а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ // ФММ. 2002. -Т. 93, № 1.-С. 90-93.

145. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Особенности формирования структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ // МиТОМ. 2003. - № 3. - С. 10-12.

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

147. Большаков В.И. Термомеханическая обработка конструкционных сталей. Канада: Базилиан Пресс, 1998. - 316 с.

148. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. -М.: МИСИС, 1999.-408 с.

149. Одесский П.Д., Ведяков И.И., Горпинченко В.М. Предотвращение хрупких разрушений металлических строительных конструкций. М.: СП Интермет Инжиниринг, 1998. - 220 с.

150. Еднерал А.Ф., Изотов В.И., Клейнер Л.М., Коган Л.И., Колонцов

151. B.Ю., Энтин Р.И. Низкоуглеродистые мартенситные стали // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. Минчермет СССР, 1972. № 1. —1. C.123-134.

152. Морозов A.M., Николаев В.А., Паршин A.M., Рыбин В.В. Охрупчивание при отпуске хромомолибденванадиевой стали // МиТОМ. 1977.- № 6. — С. 38-42.

153. Орлов П.И. Основы конструирования. Кн.1. — М.: Машиностроение, 1977.-623 с.

154. Митрохович Н.Н. Технологичность конструкционных сталей в машиностроении. — Пермь: ПермГТУ, 2003. 36 с.

155. Клейнер Л.М., Коковякина С.А., Митрохович Н.Н., Симонов Ю.Н., Толчина И.В. Экологически чистые технологии производства термоупрочненных полуфабрикатов, заготовок деталей и сварных конструкций.- Пермь: ПермГТУ, 2000. 41 с.

156. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Стали для совмещенного процесса формообразования с закалкой // Перспективы • горно-металлургической индустрии. — Новосибирск: Сибирские огни, 1999. — С. 188—195.

157. Авиационные материалы. Т. 1: Справочник / Под ред. А.А. Туманова. М.: ОНТИ, 1975. - 431 с.

158. Коган Л.И., Энтин Р.И. Кинетика полиморфного превращения железа // ДАН СССР. 1950. - Вып. 73. - С. 1173-1176.

159. Клейнер Л.М. Экономнолегированные низкоуглеродистые мартенситные стали для высокопрочных термоупрочненных заготовок и сварных конструкций // Национальная металлургия. 2003. - № 3. — С. 70-76.

160. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. — М.: Металлургия, 1979. -208 с.

161. Попов В.В., Гольдштейн М.И. Растворение карбидов и нитридов при аустенизации сталей // МиТОМ. 1991. - № 7. - С. 5-6.

162. Голиков И.Н., Гольдштейн М.И., Мурзин И.И. Ванадий в стали. М.: Металлургия, 1968. - 290 с.

163. Рахпггадт А.Г., Ланская К.А., Горячев В.В. Исследование процессов растворения и выделения карбидной фазы в среднеуглеродистых сталях // МиТОМ. 1981. - № 2. - С. 21-25.

164. Берикашвили Т.И., Коган Л.И., Орлов Л.Г., Энтин Р.И. Влияние меди на структуру и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей // Изв. ВУЗов. ЧМ.-1980.-№ 1.-С. 104-108.

165. Берикашвили Т.И., Орлов Л.Г. Выделение £-фазы из мартенсита медистой стали // ФММ. 1979. - Т. 47, № 5. - С. 1117-1119.

166. Берикашвили Т.И., Орлов Л.Г. Старение низкоуглеродистой стали с медью и сплава железо-медь // ФММ. 1978. - Т. 46, № 5. - С. 1092-1095.

167. Энтин Р.И., Клейнер Л.М., Коган Л.И., Пиликина Л. Д. Низкоуглеродистые мартенситные стали // Изв. АН СССР. Металлы. 1979. -№ 3. - С. 114-120.

168. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. Атомное строение металлов и сплавов. -М.: Атомиздат, 1978. — 352 с.

169. Перкас М.Д., Сницарь В.И. Влияние легирующих элементов на упрочнение железоникелевых сплавов при нагреве // ФММ. 1964. - Т. 17, № 3. - С. 400-407.

170. Зайцева Р.Д., Перкас М.Д., Еднерал А.Ф., Родионов ЮЛ., Серсенбин О.С. Старение мартенсита Fe-Ni-V сплавов // ФММ. 1977. - Т. 46, № 6. -С.1245-1249.

171. Еднерал А.Ф., Перкас М.Д., Русаненко В.В. Исследование старения мартенсита Fe-Ni-Ti, Fe-Ni-Ti-Co сплавов // Изв АН СССР. Металлы. 1979. -№3.-С. 131-138.

172. Еднерал А.Ф., Перкас М.Д., Русаненко В.В. Старение мартенсита Fe-Ni-Nb, Fe-Ni-Co-Nb сплавов // Металлофизика. 1980. - Т. 2, № 6. -С. 56-63.

173. Еднерал А.Ф., Жуков О.П., Перкас М.Д. Структурные изменения при старении мартенсита Fe-Ni-W и Fe-Ni-Co-W сплавов // ФММ. 1973. - Т. 36, № 2. - С. 339-346.

174. Перкас М.Д., Еднерал А.Ф., Зайцева Р.Д., Жуков О.П. Русаненко В.В. О роли кобальта в упрочнении мартенситно-стареющих сталей // ФММ. — 1984.- Т. 57, № 2. С. 310-318.

175. Могутнов Б.М., Шапошников Н.Г. Закономерности влияния легирующих элементов на выделение интерметаллидных фаз в сплавах со стареющим мартенситом // Проблемы металловедения и физики металлов: Сб. научн. тр. 1978. — № 5. — С. 16-18.

176. Грузин П. Л., Родионов Ю.Л., Перкас М.Д., Еднерал А.Ф. Перераспределение легирующих элементов при старении Fe-Ni сплавов // ДАН СССР. 1972. - Т. 202, № 2. - С. 316-318.

177. Перкас М.Д. Структура и свойства высокопрочных мартенситно-стареющих сталей // МиТОМ. 1970. - № 7. - С. 12-25.

178. Еднерал А.Ф., Кардонский В.М., Перкас М.Д. Структурные изменения при старении безуглеродистых мартенситностареющих сталей // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения: Сб. научн. тр. М.: Наука, 1979. - С. 18-43.

179. Перкас М.Д. Структура, свойства и области применения высокопрочных мартенситно-стареющих сталей // МиТОМ. 1985. — № 5. — С. 23-33.

180. Muneki S., Kawabe J., Nazawa J. Strengthening and Toughening of Maraging Steel over 280 kg/mm2 // Trans. Iron and Steel Inst. Jap. 1980.- Vol. 20. -P. 309-318.

181. Muneki S., Kawabe J., Takanashi J. Strengthening of 10Ni-18Co-12Mo--0.2Ti // Maraging Steel by Cold Working: Tetsu-to-Hagane. 1983. - Vol. 69,16. -P. 2030-2036.

182. Muneki S., Kawabe J. Strength and Toughness of Thermomechanically Treeted 350 kg/mm2 Grade 10Ni-18Co-12Mo-0.2Ti // Maraging Steel: Tetsu-to-Hagane. 1970. - Vol. 63,14. - P. 76-80.

183. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. — М.: Металлургия. — 1970. 224 с.

184. Алексеева Л.Д., Перкас М.Д., Саррак В.И. Повышение механических свойств стали Н18К9М5Т воздействием внешнего напряжения при старении // МиТОМ. 1978. - № 12. - С. 15-19.

185. Крамаров М.А., Миронов Г.И. Влияние старения на циклическую трещиностойкость стали 003Н18К9М5Т // Проблемы прочности. 1984. - № 5. -С. 41-46.

186. Fransis В. Incresing the fracture toughness of a maraging steel type alloy // Met. Trans. 1976. - Vol. 7,3. - P. 465-468.

187. Потак Я.М., Кривоногов Г.С., Бирман С.И., Варгасов В.А., Жегина И.П. Влияние технологических факторов на трещиностойкость стали ВНС-2 // Проблемы прочности. 1978. - № 12. - С. 64-69.

188. Береснев Г.А., Вылежнев В.П., Катаев Ю.Н., Козельский А.В. Изменение скорости движения усталостной трещины в мартенситно-стареющей стали в результате старения // Физ. и химия обработки материалов. 1978. -№6.-С. 69-72.

189. Сакаи Т., Фуджитани К., Танака Т. Влияние старения на распространение усталостной трещины в мартенситно-стареющей стали с 18 % никеля // Нихон кикай гаккай ромбунсю. 1978. - Т. 44, № 383. - С. 2175-2181.

190. Sakai Т., Fujitani К., Tanaka Т. Fatigue crack propagation behaviors of 18 % Ni maraging steel sheets // Proc. 18th Jap. Congr. Mater. Res. Kyoto, 1974-1975.-P. 25-29.

191. Пестов И.В., Остапенко B.A., Перкас М.Д., Малолетнев А.Я., Кретов Н.А. Кинетика роста трещин в мартенситно-стареющих и среднеуглеродистых сталях при малоцикловой ударной усталости // МиТОМ. 1977. - № 7. — С. 6-12.

192. Осминкин В.А. Охрупчивание и особенности старения нержавеющих мартенситно-стареющих сталей // Автореф. дис. . канд. техн. наук: 05.16.01. — Свердловск: УПИ, 1979. 21 с.

193. Зайцева Р.Д., Перкас М.Д. Факторы, влияющие на пластичность и вязкость мартенситно-стареющих сталей // МиТОМ. — 1975. № 9. — С. 2-11.

194. Hornbogen Н. // Radex-Rundschau. 1972. - № 3-4. - Р. 203.

195. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизикавысокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. — 312 с.

196. Финкель В.М. Физические основы торможения разрушения. — М.: Металлургия, 1977. 360 с.

197. Красникова С.И., Кузьменко С.И., Вукелич С.Б. Неметаллические включения в нержавеющих мартенситно-стареющих сталях и их поведение при высокотемпературной термообработке // Изв. ВУЗов. ЧМ. — 1979. — № 10. — С. 37-42.

198. Красникова С.И., Леднянский А.Ф., Чернявская С.Г., Русинович Ю.И., Дробот А.В. «Тепловая» хрупкость мартенситно-стареющей стали 03X11Н10М2Т // МиТОМ. 1977. - № 7. - С. 27-31.

199. Parker E.R., Zackay V.P., Wood W.E. Influence of some microstructural features on the fracture toughness of high strength steels // Microstructure. and Design of Alloys: Proc. 3d Int. Conf. Cambridge, 1973. - Vol. 2. - P. 380-384.

200. Lai G.Y. On high fracture toughness of coarse-grained AISI 4340 steel // Mater. Sci. and Eng. 1975. - Vol. 19,1. - P. 153-156.

201. Романив O.H., Ткач A.H., Гладкий Я.Н., Зима Ю.В. Применение перегрева при закалке для повышения трещиностойкости высокопрочных сталей // ФХММ. 1976. - Т. 12, № 5. - С. 4М8.

202. Johansson Н., Bernling Т., Hakulinen М., Sandstrom R. On the effect of elevated austenitizing temperature on the fracture toughness properties of high-strength low-alloy quenched and tempered steel // Scand. J. Met. 1978. - Vol. 7,6. -P. 244-251.

203. Chandhuri S.K., Brook R. Influence of prior austenite grain size and fracture mode on the fracture toughness of 12 % Cr steel // Int. J. Fract. 1975 -Vol. 12,1.-P. 101-106.

204. Исида Коваси, Кавако Масакадзу, Кабати Кодзуеси. Зависимость вязкости разрушения от размера зерен у мартенситно-стареющей стали 13Ni-15Co-10Mo // Тетсу-то-Хагане. 1978. - Т. 64, № 11. - С. 466-572.

205. Канао Macao, Кавабе Иосикуни. Высокопрочные стали и критерии хрупкого разрушения // Нихон киндзоку гаккай кайхо. 1973. - Т. 12, № 5. -С. 309-320.

206. Потак Я.М., Кривоногов Г.С., Бирман С.И., Варгасов В.А., Жегина И.П. Влияние технологических факторов на трещиностойкость стали ВНС-2 // Проблемы прочности. -1978. — № 12. С. 64-69.

207. Ritchie R.O., Suresh S. Some considerations on fatigue crack closure at near-threshold stress intensities due to fracture surface morphology // Met. Trans. -1982.-Vol. 13,5.-P. 937-940.

208. Романив O.H., Никифорчин Т.Н., Студент А.З., Цирульник А.Т. О двух особенностях оценки коррозионной трещиностойкости конструкционных сплавов // ФХММ. 1982. - Т. 16, № 1. - С. 35-47.

209. Yoder G.R., Cooley L.A., Crooker T.W. Quantitative analysis of microstructural effects on fatigue crack growth in widmastatten Ti-6A1-4V and Ti-8Al-lMo-l V // Eng. Fract. Mech. 1979. - Vol. 11,4. - P. 805-816.

210. Окабаяши К., Томита Ю., Куроки И. Влияние формы и распределения остаточного аустенита на свойства при статическом растяжении двух среднеуглеродистых Cr-Ni-Mo сталей // Тетсу-то-хагане. — 1976. Т. 62, № 6. — С. 661-669.

211. Strife J.K., Rassoja D.E. The effect of heat treatment on microstructure and cryogenic fracture properties in 5Ni and 9Ni steel // Met. Trans. 1980. Vol. 11,8.-P. 1341-1350.

212. Малинкина Е.И., Трубадурова E.B. Влияние остаточного аустенита на образование трещин // МиТОМ. 1964. - № 5. - С. 17—20.

213. Тихонов А.К. Особенности методов упрочнения химико-термической обработкой деталей на ВАЗе // Интенсификация процессов химико-термической обработки: Сб. научн. тр. -М.: МДНТП, 1973. С. 23-28.

214. Козырев Г.В., Торопов Г.В. Влияние остаточного аустенита на ударно-усталостную прочность стали //МиТОМ. 1973. — № 12. - С. 45—48.

215. Коган Л.И., Огородник В.К., Панкова М.Н., Энтин Р.И. Превращение остаточного аустенита при нагружении и свойства стали // ФММ. 1986. — Т. 61, №2.-С. 409-412.

216. Thomas G. Retained austenite and tempered martensite embrittlement II Met. Trans. 1978. - Vol. 9,3. - P. 439^150.

217. Суто X. Влияние остаточного аустенита на ударную вязкость сталей // Нихон киндзоку гаккай кайно. 1975. - Т. 14, № 9. - С. 681-688.

218. Гайдуков М.Г., Садовский В.Д. К вопросу о влиянии величины зерна аустенита на мартенситное превращение в стали // ДАН СССР. — 1954. — Т. 96, № 1. С. 67-68.

219. Leslie W.C. Miller R.L. The stabilization of austenite by cljsele spaced bounderies // Trans. ASM. 1964. - Vol. 57. - P. 972-979.

220. Webster D. Encreasing the toughness of martensitic stainless steel АТС 77 by control of retained austenite content, ausforming and strain aging // Met. Trans. -1970.-Vol. 1,10.-P. 2919-2925.

221. Webster D. Development of high strength stainless steel with improved toughness and ductility // Met. Trans. 1971. - Vol. 2,8. - P. 2097-2102.

222. Syn C.K., Fultz В., Morris J.W. Mechanical stability of retained austenite in tempered 9Ni steel // Met. Trans. 1978. - Vol. 9,11. - P. 1635-1640.

223. Романив O.H., Гладкий Я.Н., Деев H.A. Некоторые особенности влияния остаточного аустенита на усталость и трещиностойкость низко-отпущенных сталей // ФХММ. 1977. - Т. 11, № 4. - С. 63-70.

224. Зекей В.Ф., Паркер Е.Р. Успехи в разработке сплавов на основе железа // Проблемы разработки конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1980.-С. 86-112.

225. Садовский В.Д., Бородина Н.А. Прокаливаемость стали и явление хрупкости при отпуске // Проблемы конструкционной стали. М.: Машгиз, 1949.-С. 102-119.

226. Бирюлин В.Т., Садовский В.Д. К вопросу о влиянии изотермической закалки на механические свойства стали // Проблемы закалки в горячих средах и промежуточного превращения аустенита: Сб. научн. тр. Ярославль, 1957. -С. 162-179.

227. Bojarski Z., Bold Т. Structure and properties of carbidefree-bainite // Acta Met. 1974. - Vol. 22,10. - P. 1223-1234.

228. Калетин Ю.М., Рыжков А.Г., Калетин А.Ю. Легирование и термическая обработка сталей с бейнитной структурой // МиТОМ. 1987. - № 10. -С. 13-17.

229. Sandvic В. P. The bainite reaction in Fe-Si-C alloys H Met. Trans. -1982.-Vol. 13,5.-P. 777-800.

230. Пестов И.В., Малолетнее А.Я., Перкас М.Д., Еднерал А.Ф. Малоцикловая ударная усталость стали Н18К9М5Т с двухфазной (а+у) струклурой И МиТОМ. 1981. - № 4. - С. 28-31.

231. Antolovich S.D., Saxena A., Chanani G.R. Increased Fracture Toughness in a 300 Grade Maraging Steel as a Result of Thermal Cycling // Met. Trans. 1974. -Vol. 5,3.-P. 623-632.

232. Беликов A.H., Никольская H.JI., Рыжак C.C. a-y превращение в мартенситно-стареющей стали HI 8К9М5Т // МиТОМ. 1968. - № 6. - С. 26-32.

233. Счастливцев В.М., Бармина И.Л., Яковлева И.Л., Легостаев Ю.Л., Малышевский Ю.А. Образование и устойчивость ревертированного аустенита в низкоуглеродистых никель-молибденовых сталях. // ФММ. 1983. - Т. 55, № 2. -С. 316-322.

234. Бендрышев О.Л., Алексеев В.В., Силина В.И. Технологические особенности мартенситостареющих сталей ВНС-2 и ЭП-817 // МиТОМ. 1984. -№ 1.-С. 48-50.

235. Брагин В.Г., Вылежнев В.П., Сухих А.А. Свойства мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т с двухфазной структурой. II Современные достижения в области металловедения и термообработки: Сб. научн. тр. — Пермь, 1985.-С. 59-62.

236. Львов Ю.Б. Влияние состава и структуры на малоцикловую ударную усталость высоконикелевых сталей И Автореф. дйс. . канд техн. наук: 05.16.01.-М.: ЦНИИЧЕРМЕТ, 1980. 18 с.

237. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Яковлева И.Л., Садовский В.Д. Особенности образования аустенита в мартенситно-стареющих сталях с 18 % никеля // ФММ. 1986. - Т. 62, № 5. - С. 992-1001.

238. Нижник С.Б., Дорошенко С.П., Усикова Г.И. Влияние температуры закалки на развитие (ос—»у) превращения и механические свойства мартенситно-стареющей стали // ФММ. 1983. - Т.56, № 2. - С. 327-333.

239. Кардонский В.М. Стабилизация аустенита при обратном а—»у превращении // ФММ. 1975. - Т. 40, № 5. - С. 1008-1012.

240. Потак Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

241. Рыжак С.С., Беляков Л.М., Потак Г.Г. Некоторые закономерности фазовых превращений в стали 000Н18К9М5Т // МиТОМ. 1972. - № 2. -С. 55-60.

242. Нижник С.Б. Особенности влияния структуры на механические свойства мартенситно-стареющей стали при а—>у превращении. // Изв АН. СССР. Металлы. 1982. -№ 6. - С. 98-104.

243. Емельянов А.А., Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И. Влияние ревертированного аустенита на деформационное упрочнение и свойства малоуглеродистой легированной стали 08Г5Н4МАФ // ФММ. 1992. — № 7. — С. 120-125.

244. Тихомиров В.В. Зависимость вязкости стали Н18К9М5Т при —196 °С от количества и устойчивости остаточного аустенита при разрушении // ФММ. 1971. - Т. 32, № 3. - С. 641-643.

245. Сагарадзе В.В. Структурные формы у-фазы в сплавах с обратным мартенситным превращением // Мартенситные превращения. Киев: Наукова думка, 1978.-С. 257-260.

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

247. УТВЕРЖДАЮ» Первый зам. генерального ектора по производству НПО «Искра» В.Б. Шатров & 2004 г.° Mb* <по результатам исследования металла промышленной партии поковок из стали12Х2Г2НМФ Б Ш

248. Изготовление производили согласно разработанным «Исполнителем» техническим условиям ТУ РГ. 163-2002 под техническим руководством «Исполнителя».

249. Установлено соответствие материала поковок техническим требованиям ТУ РГ. 163-2002 и требованиям КД на рабочие колеса роторов нагнетателей газоперекачивающих установок: ств > 1100 МПа, сто,2 > 900 МПа, 5 > 7%, KCU > 0,5 МДж/м2.

250. Клейнер JI.M. Симонов Ю.Н. Швецов В.В.

251. От «Заказчика»: Гл. металлург ОАО НПО «Искра»

252. От «Исполнителя»: Руководитель работ, зав. каф. МТО Ш 1У д.т.н., профессор /

253. Ответственный исполнитель . -'к.т.н., доцент Исполнитель аспирант