автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой

На правах рукописи

ШВЕЦОВ Валерий Владимирович

ТЕХНОЛОГИЧНОСТЬ И КОНСТРУКЦИОННАЯ ПРОЧНОСТЬ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ С МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ

05.02.01 -Материаловедение (машиностроение)

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

АВТОРЕФЕРАТ

Пермь - 2004

Диссертация выполнена на кафедре металловедения, термической и лазерной обработки металлов Пермского государственного технического университета.

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор

Клейнер Леонид Михайлович

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Соколкин Юрий Викторович

доктор технических наук, профессор Гладковский Сергей Викторович

Ведущая организация: ФГУП ПЗ «Машиностроитель»

Защита состоится 19 ноября 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 ПГТУ.

Автореферат разослан « » ¿>/С/Г7Лб£>А 2004 г.

ыощ

1Ш

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Перспективной базой для создания конструкционных сталей является структура низкоуглеродистого мартенсита. Стали мартенситного класса со структурой низкоуглеродистого мартенсита обеспечивают высокую технологичность на всех этапах производства стальных изделий и хорошее сочетание характеристик механических свойств.

Уровень прочности низкоуглеродистых сталей с мартенситной основой может варьироваться в достаточно широких пределах в зависимости от химического состава и режима термической обработки. Так, на мартенситно-стареющих сталях (МСС) при оптимальных режимах закалки и отпуска можно получить Однако высокопрочное состояние

характеризуется повышенной склонностью к хрупкому разрушению, поэтому в машиностроении для изготовления изделий ответственного назначения применяют стали с более низкой прочностью.

Технологические свойства МСС в закаленном состоянии при прочности 1000 МПа, в частности, хорошая деформируемость и свариваемость в сочетании с простотой термической обработки, отсутствием обезуглероживания и изменения размеров, позволяют изготавливать из них сложные изделия. При этом для получения требуемого обычно уровня прочности (ав не более 1700 МПа) МСС приходится обрабатывать в режиме перестаривания, не реализуя, по существу, потенциал высоколегированной основы.

Разработанные позднее низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) также обладают хорошим комплексом свойств, выгодно отличающим их от сталей других классов, и, по-видимому, могут конкурировать с классическими МСС при условии достижения одинакового уровня прочности.

В настоящее время показана возможность повышения прочности сталей данного класса до при сохранении технологичности, причем, в

отличие от улучшаемых сталей, упрочнение НМС не сопровождается снижением характеристик надежности. Именно поэтому некоторые специальные марки НМС могут быть отнесены к группе конструкционных сталей повышенной прочности.

Таким образом, на низкоуглеродистых конструкционных сталях мартенситного класса - МСС и НМС - можно получить комплекс свойств, близкий по основным параметрам, а именно: повышенный уровень прочности = 1200... 1600 МПа при обеспечении высокой технологичности. Следует отметить, что особые технологические свойства и одинаковый уровень прочности данных сталей достигается разными способами. Различия в структуре сталей, не значимые при оценке характеристик прочности, могут оказаться существенными для характеристик надежности, и, прежде всего - трещиностойкости, определяющих в целом конструкционную прочность. Систематизированных исследований в этом направлении ранее не проводилось.

РОС. НАЦИОНАЛЬНА* БИБЛИОТЕКА

Цель работы: установление взаимосвязи химического состава и структуры с характеристиками " технологичности и конструкционной прочности низкоуглеродистых сталей с мартенситной основой. Для достижения этой цели были поставлены следующие задачи:

1. Исследовать технологичность при термическом упрочнении сталей, представляющих классы МСС и НМС.

2. Определить влияние технологических параметров термического упрочнения на конструкционную прочность сталей.

3. Установить закономерности влияния легирования и структуры низкоуглеродистых сталей с мартенситной основой на характеристики технологичности и конструкционной прочности.

4. Разработать рекомендации по термоупрочнению сталей наиболее технологичного класса для обеспечения прочности Св - 1200 МПа при максимальной надежности.

Научная новизна: 1. Установлено, что высокая технологичность термического упрочнения низкоуглеродистых мартенситных сталей, обеспечивающая надежное получение структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита, приводит к реализации высокой конструкционной прочности.

2. Установлены факторы, определяющие высокую технологичность термического упрочнения НМС: малая склонность к росту зерна аустенита и, как следствие, широкий температурный интервал для нагрева под закалку; высокая устойчивость переохлажденного аустенита, обеспечивающая возможность проведения закалочного охлаждения с низкими скоростями; широкий интервал температур отпуска, который обеспечивает высокую прочность и трещиностойкость.

3. Показано, что обработка на максимальную конструкционную прочность при уровне возможна только для низкоуглеродистых мартенситных сталей, при условии отсутствия распада твердого раствора.

4. Установлено, что в условиях циклического нагружения когерентные выделения в мартенситно-стареющих сталях могут оказывать отрицательное (в низкоамплитудной области) и положительное (в высокоамплитудной области) влияние.

Практическая ценность и реализация результатов работы: 1. Определен класс низкоуглеродистых сталей, обладающий наиболее высокими технологическими свойствами при термическом упрочнении на уровень НМС повышенной прочности (12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ) предпочтительнее, чем экономно легированные МСС типа ЭП678.

2. Разработаны рекомендации по термическому упрочнению НМС для обеспечения прочности при максимальном уровне характеристик

надежности. Технологический процесс обработки состоит из закалки от температуры 950 °С с охлаждением изделий сечением до 500 мм на спокойном воздухе. После закалки допускается проведение отпуска при температуре до 500 °С включительно.

3. Для НМС рекомендован наиболее прогрессивный процесс производства горячедеформированных термоупрочненных полуфабрикатов путем совмещения процессов горячего формообразования и закалки при охлаждении на воздухе.

4. Показана целесообразность замены дорогостоящих МСС на более дешевые и, главное, более технологичные НМС повышенной прочности.

Апробация. Основные результаты исследований доложены на XXX научно-технической конференции ПГТУ (Пермь, 27-28 ноября 2003 г.) и XVII Уральской школе металловедов-термистов (Киров-Екатеринбург, 2-6 февраля 2004 г.).

Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 8 печатных работах.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, включающего 135 библиографических названий. Работа содержит 170 страниц, в том числе 36 рисунков и 17 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы цель и задачи исследования, показаны научная новизна и практическая значимость.

В первой главе рассмотрены проблемы и пути повышения технологичности конструкционных сталей при термическом упрочнении. Показаны преимущества и перспективность применения низкоуглеродистых сталей с мартенситной основой (МСС и НМС). Выбраны критерии оценки для проведения сравнительных испытаний МСС и НМС, обрабатываемых на одинаковый уровень прочности Ов ^ 1200 МПа, при этом показано, что, наряду с характеристиками технологичности при термоупрочнении, особую значимость должны иметь характеристики трещиностойкости.

Во второй главе дана характеристика исследуемых материалов (табл. 1) и методов исследований. Основная часть экспериментов проведена на образцах из сталей ЭП678 и 12Х2Г2НМФТ.

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей

Содержание элементов, % вес.

С Мп 51 Сг N1 Мо И Со V № в Р

Мартенситно-стареющие стали (МСС)

03X11Н10М2Т(ЭП678) 0,035 - 0,18 10,8 9,5 1,9 0,71 - - - 0,006 0,006

03Х11НЮМ2Т1 (ЭП679) 0,026 - 0,12 10,5 9,8 1,87 1,03 - - - 0,003 0,005

03Н18К9М5Т (МС-200) 0,009 0,03 0,03 - 18,3 5,1 0,66 8,9 - - 0,004 0,007

Низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС)

12Х2Г2НМФТ 0,12 2,24 0,24 2,39 1,38 0,45 0,03 0,10 0,007 0,006

12Х2Г2НМФБ 0,13 2,31 0,55 2,76 1,45 0,56 0,07 0,08 0,015 0,008

07ХЗГНМ 0,09 0,84 0,33 2,96 1,26 0,27 0,013 0,018

10ХЗГНМ 0,11 1,03 0.35 2,% 1,09 0,34 - - - - 0,007 0,006

Металлографический анализ проводили на световом микроскопе «Neophot-32», исследование тонкой структуры - на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 100 кВ. Удельное электросопротивление определяли на образцах 2x10x150 мм с помощью мостовой установки УЗОЗ. Для измерения твердости применяли прибор ТК (Роквелл) по шкале HRC (ГОСТ 9013-59), для испытаний на одноосное растяжение (ГОСТ 1497-84) -

- разрывную установку Р-5, для испытаний на ударный изгиб (ГОСТ 9454-78) -

- маятниковый копер МК-30. Микромеханизмы разрушения исследовали в центральных участках изломов на сканирующем электронном микроскопе РЭМ-100У при ускоряющем напряжении 30 кВ и на просвечивающем микроскопе ЭМ-125 с использованием угольных реплик. Статическую трещиностойкость оценивали по величине предела трещиностойкости в соответствии с ГОСТ 25.506-85 на машине УМЭ-10Т, динамическую трещиностойкость - по ударной вязкости образцов с заранее нанесенной усталостной трещиной (ГОСТ 9454-78) на образцах типа 15, а также на образцах с трещиной разной длины. Характеристики циклической трещиностойкости определяли в соответствии с рекомендациями РД 50-345 82 на машине жесткого нагружения при почти отнулевом цикле нагружения, R = 0,05; частота приложения нагрузки 14 Гц.

В третьей главе представлены результаты сравнительных исследований технологичности МСС и НМС при термическом упрочнении. Оценивали допустимые интервалы температур нагрева и скоростей охлаждения при осуществлении закалки, а также допустимый интервал температур отпуска и возможность совмещения термических операций.

Установлено, что чувствительность к перегреву НМС 12Х2Г2НМФТ значительно меньше, чем МСС ЭП678: при повышении температуры нагрева с 950 до 1200 °С в стали ЭП678 зерно вырастает с № 8 до № 3, а в стали 12Х2Г2НМФТ

- с № 11 до № 7. Увеличение размера зерна аустенита и связанных с ним параметров субструктуры мартенсита, не влияя на характеристики прочности и пластичности, приводит к снижению ударной вязкости МСС с 2,2 до 1,4 МДж/м2, а НМС - с 1,2 до 0,8 МДж/м2 (Ä K.CU = 0,8 и 0,4 МДж/м2 соответственно). Кроме того, НМС 12Х2Г2НМФТ, благодаря присутствию в ней небольшого количества углерода, уже в закаленном состоянии обеспечивает повышенный уровень прочности тогда как для МСС ЭП678

ав» 1000 МПа.

Прочностные свойства стали 12Х2Г2НМФТ практически не зависят от скорости охлаждения. Ударная вязкость, как и характеристики прочности, неизменна в широком интервале скоростей охлаждения, до 0,03 град/с включительно (скорость охлаждения на воздухе в центре сечения 500 мм) и находится на уровне KCU = 1,2 МДж/м2 и КСТ = 0,5 МДж/м2 после закалки с 950 °С и KCU = 0,8 МДж/м2 и КСТ = 0,25 МДж/м2 после закалки с 1200 °С.

Характеристики прочности МСС также не зависят от скорости охлаждения, что обусловлено формированием во всех случаях структуры пакетного мартенсита. Ударная вязкость стали ЭП678 зависит от скорости охлаждения, при этом характер изменения КСТ, как наиболее чувствительного параметра ударной вязкости, определяется температурой закалки. Уменьшение скорости охлаждения от 250 до 0,03 град/с приводит к снижению КСТ после закалки от температуры 1200 °С и повышению этой же характеристики после закалки от оптимальной температуры 950 °С.

Полученные результаты можно объяснить, если учесть, что уровень ударной вязкости МСС после замедленного охлаждения с температуры аустенитизации определяется двумя факторами: релаксацией закалочных напряжений и выделением карбидов титана или других фаз по границам зерен. При малой скорости охлаждения от 950 °С охрупчивание невелико и превалируют релаксационные процессы, связанные со снятием закалочных напряжений, а при закалке от повышенной температуры 1200 °С преобладает влияние частиц, выделившихся по границам крупных зерен. Металлографическим анализом подтверждено, что снижение ударной вязкости наблюдается только в тех случаях, когда карбидные выделения располагаются по границам зерен.

Дополнительным подтверждением необходимости ускоренного охлаждения МСС после аустенитизации является снижение характеристики КСТ стали ЭП678 после закалки с замедленным охлаждением и последующего отпуска на требуемый уровень прочности

Для оценки влияния скорости закалочного охлаждения определяли ударную вязкость на образцах с трещинами различной длины, принимая во внимание, что с увеличением длины трещины уменьшается величина боковой утяжки и происходит переход к разрушению материала в условиях плоской деформации. После закалки стали ЭП678 в воде макрохрупкое разрушение

реализуется при относительной длине трещины а после замедленного

охлаждения со скоростями 3,5 град/с (охлаждение образцов на воздухе) и 0,03 град/с (охлаждение образцов с печью) - при

соответственно, что свидетельствует о снижении сопротивления росту трещины.

Таким образом, за базовый режим закалочного охлаждения для стали 12Х2Г2НМФТ следует принять охлаждение на спокойном воздухе, тогда как для МСС при закалке необходимо применять охлаждение в воде во избежание теплового охрупчивания.

Металлографически выявляемая структура пакетного мартенсита в закаленных МСС сохраняется практически без изменений во всем интервале температур отпуска. Распад мартенсита, определяющий уровень характеристик механических свойств, по данным электронно-микроскопических исследований и измерения удельного электросопротивления, происходит в две стадии. В интервале температур 370...440 °С в МСС ЭП678 образуется промежуточная фаза №з"П, когерентная матрице, а при дальнейшем повышении температуры происходит разрыв когерентности и сравнительно быстрая коагуляция стабильных интерметаллидов Максимальный уровень прочности

О в = 1420 МПа) соответствует завершению перехода от когерентных к некогерентным частицам NijTi при /отп = 500 °С. Минимальный уровень KCU зафиксирован при образовании в мартенситной матрице когерентных выделений. В интервале температур отпуска 440...500 °С наблюдается не совсем типичное явление: одновременное повышение прочности и ударной вязкости.

В соответствии с характером изменения прочности и ударной вязкости МСС весь диапазон температур отпуска разделяется на три интервала: I - iom < 400 "С. Низкая прочность: ав < 1200 МПа. И - /отп = 400...520 °С. При удовлетворительной прочности - низкие значения ударной вязкости: ав = 1200... 1450 МПа, KCU - 0,3...0,6 МДж/м2.

III - /0ТГ1 = 520...560 "С. Удовлетворительные прочность и ударная вязкость: Ств = 1450... 1200 МПа, KCU = 1,0... 1,6 МДж/м2.

Следовательно, рабочий диапазон температур отпуска, обеспечивающий заданный уровень прочности СУ в £ 1200 МПа, составляет 520...560 °С. В практике термической обработки одним из главных критериев технологичности сталей при отпуске является величина допустимого интервала температур. В данном случае он составляет всего 40 °С, что, безусловно, вносит дополнительные сложности: необходимость жесткого контроля температуры и применения специального термического оборудования.

В отличие от мартенситно-стареющих сталей при отпуске НМС в результате распада низкоуглеродистого мартенсита выделяются стабильные фазы (цементит, спецкарбиды), причем в сталях, содержащих более 0,05 % С, распад начинается при температуре я 300 °С и медленно развивается до 500...550 °С. До этих же температур сохраняются практически без изменения характеристики прочности закаленных НМС. Ударная вязкость при повышении температуры отпуска до 550 °С изменяется монотонно, слабо снижаясь из-за выделения карбидов: для стали 12Х2Г2НМФТ KCU =1,2 и 0,8 МДж/м2 после закалки и отпуска при 550 °С соответственно.

Сопоставление характера изменения свойств МСС и НМС при отпуске выявило следующие различия:

а) при отпуске МСС наблюдается значительное повышение прочности в результате выделения дисперсных интерметаллидов. Прочностные свойства закаленных НМС не изменяются до 500 °С;

б) снижение прочности, особенно при температурах отпуска выше 500 °С в МСС происходит более интенсивно, чем в НМС 12Х2Г2НМФТ. Если разупрочнение МСС связано с коагуляцией интерметаллидов то для НМС в этом же температурном интервале основным фактором, определяющим темп снижения прочности, является не коагуляция цементитных частиц, а выделение дисперсных карбидов ванадия;

в) охрупчивание при отпуске МСС проявляется сильнее, чем в НМС. Особенно негативную роль в МСС играют когерентные выделения NißTi. В НМС стадия образования промежуточных когерентных карбидов отсутствует.

Таким образом, в отличие от мартенситно-стареющих сталей, термическое упрочнение которых происходит в два этапа (закалка + отпуск), низкоуглеродистые мартенситные стали типа 12Х2Г2НМФТ при отпуске дополнительно не упрочняются, так как невелико количество выделяющихся дисперсных карбидов. Окончательный комплекс механических свойств НМС приобретают непосредственно в результате закалки, за одну термическую операцию. Отпуск при температурах выше 300 °С вызывает незначительный распад мартенсита с образованием карбидов. Однако, несмотря на карбидообразование, во всем исследованном интервале температур отпуска сталь 12Х2Г2НМФТ имеет высокие характеристики ударной вязкости КСи > 0,8 МДж/м2, а повышенный уровень прочности сохраняется до 500 °С.

Применительно к реальным изделиям, изготавливаемым из НМС 12Х2Г2НМФТ, упрочняющей термической обработкой на уровень прочности Ов - 1200 МПа является закалка с температуры 950 °С, охлаждение на воздухе. После закалки допускается отпуск в широком интервале температур до 500 °С, что обеспечивает высокую технологичность.

В четвертой главе представлены результаты исследования статической (СТ), динамической (ДТ) и циклической (ЦТ) трещиностойкости сталей, поскольку характеристики трещиностойкости являются важнейшими показателями конструкционной прочности.

Показано, что высокий уровень ДТ НМС (для сталей 07ХЗГНМ, 10ХЗГНМ и 12Х2Г2НМФТ ]КСТ = 0,2; 0,6 И 0,9 МДж/м2 соответственно), получаемый в результате закалки на воздухе, сохраняется практически неизменным при отпуске до 300...350 °С. В дальнейшем ДТ НМС изменяется экстремально с минимумом при температуре 500...550 °С, соответствующей максимальной плотности карбидных выделений.

Статическая трещиностойкость, которую оценивали по изменению предела трещиностойкости, при отпуске до 350...400 °С несколько возрастает: для стали 07ХЗГНМ - ОТ 104 МПа М1'2 ДО 112 МПа м"2 (отпуск 350 °С), для 10ХЗГНМ - от 115 до 126 МПа М1'2 (отпуск 350 °С), для 12Х2Г2НМФТ - от 129 до 138 МПам"2 (отпуск 400 °С). При дальнейшем повышении температуры отпуска характер изменения СТ сталей типа ХЗГНМ подобен изменению ДТ; для стали 12Х2Г2НМФТ СТ снижается, однако даже минимальный уровень предела трещиностойкости, наблюдаемый после отпуска при 600 °С, достаточно высок и составляет

ЦТ НМС при отпуске изменяется так же, как и трещиностойкость при однократном нагружении (табл. 2). Наиболее высокими характеристиками ЦТ НМС обладают после низкого отпуска

Предел трещиностойкости мартенситно-стареющих сталей 03Х11Н10М2Т, 03Х11Н10М2Т1 и 03Н18К9М5Т после закалки составляет 120...130 МПа м1/2, при отпуске 430...440 °С наблюдается его увеличение до 140... 150 МПа м1/2,

статическая трещииостоикость снижается

Таблица 2 Параметры ЦТ НМС 07ХЗГНМ

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

ДК-4 ДК.8 ДК* ДК_6 и

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 АК*, ДК - размах коэффициента интенсивности напряжений при скорости роста трещин соответственно 10-9, 10~8, 10~7, КГ6 м/цикл; л - тангенс угла наклона Парисовского участка диаграммы циклической трещиностойкости.

затем в интервале 440...500 °С примерно до 100 МПа м1/2, а при дальнейшем повышении температуры отпуска до 550...560 °С предел трещиностойкости МСС вновь возрастает до значений 130.. .140 МПа м1/2.

ДТ МСС с повышением температуры отпуска изменяется экстремально с минимумом в интервале 430...440 °С, который соответствует наиболее интенсивному формированию когерентных выделений. Таким образом, максимальный уровень СТ МСС соответствует минимуму ДТ, и оба эти экстремума не соответствуют

максимуму прочности, который наблюдается после отпуска при 490...500 °С.

Анализ диаграмм циклической трещиностойкости позволил установить, что самым высоким сопротивлением росту усталостной трещины МСС обладают непосредственно после закалки. Увеличение дисперсности некогерентных выделений (отпуск 560 °С —> отпуск 500 °С отпуск 300 °С + отпуск 500 °С) приводит к заметному снижению характеристик ЦТ во всем исследованном диапазоне изменения АК (табл. 3).

Если же упрочнение МСС реализовано за счет когерентных выделений (отпуск 440 °С), то существенное снижение ЦТ наблюдается только в низкоамплитудной области. В высокоамплитудной области МСС, упрочненные когерентными

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

Проведенные комплексные исследования структуры, стандартных механических свойств, включая трещиностойкость, показали, что при температурах отпуска выше 300 °С, несмотря на одинаковый тип структуры (мартенсит + дисперсная упрочняющая фаза), поведение НМС и МСС принципиально различается: небольшое монотонное снижение всех характеристик надежности НМС и ярко выраженные экстремальные зависимости

Таблица 3

Параметры ЦТ МСС ЭП678

Температура отпуска, "С Параметры ЦТ, МПа м'" (кроме п)

ДК., ДК-1 ДК* ДК.« 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

аналогичных характеристик МСС. Сопоставление полученных результатов позволяет сделать вывод о том, что в гетерогенной структуре важнейшим фактором, определяющим комплекс свойств, является тип связи выделений с матрицей, а при одинаковом типе связи - объемная доля выделений и межчастичное расстояние.

Характерной особенностью МСС является существование такого интервала температур отпуска, когда в мартенсите происходит образование только когерентных интерметаллидов = 400...450 °С). Роль их неоднозначна. Когерентные выделения являются эффективной упрочняющей фазой, при этом повышается СТ, но резко снижается ДТ. Впервые установлено, что в условиях циклического нагружения подобные образования могут оказывать как отрицательное (в низкоамплитудной области), так и положительное влияние (в высокоамплитудной области).

Таким образом, анализ характеристик прочности и трещиностойкости при однократном (статическом, динамическом) и циклическом нагружении свидетельствует о том, что для обеспечения наиболее высокой конструкционной прочности НМС следует применять в низкоотпущенном состоянии < 300 °С).

В то же время необходимо отметить, что абсолютные значения характеристик трещиностойкости НМС, отпущенных при температурах до 500 °С включительно, также достаточно высоки: например, для стали 12Х2Г2НМФТ

Такой уровень трещиностойкости обеспечивает реализацию конструкционной прочности стали с что позволяет расширить температурный интервал отпуска до 500 °С.

В отличие от НМС температуры отпуска, обеспечивающие реализацию максимального уровня прочности и трещиностойкости МСС, не совпадают, поэтому для МСС с уровнем прочности наиболее подходящим

является узкий интервал температур отпуска, лежащий в пределах 520...560 °С.

В пятой главе приведены результаты промышленного опробования. Показано, что по комплексу механических и технологических свойств НМС 12Х2Г2НМФТ превосходит мартенситно-стареющие стали, обрабатываемые на уровень прочности

Важно, что НМС повышенной прочности (стали типа 12Х2Г2НМФТ) можно применять для изготовления сварных конструкций, при этом существуют два принципиально различающихся варианта технологических маршрутов: а) сварка термоупрочненных элементов без последующей термообработки; б) сварка нетермоупрочненных элементов с последующей закалкой сварной конструкции.

При термоупрочнении массивных деталей или конструкций сложной формы после закалки рекомендовано проводить отпуск для снятия напряжений при ¿0Т|1 < 500 "С.

Наиболее сложными объектами, как с точки зрения изготовления, так и термоупрочнения, являются тяжелонагруженные массивные сварные изделия и конструкции, например, рабочие (роторные) колеса нагнетателей

газоперекачивающих установок (ГПУ). В настоящее время рабочие колеса ГПУ изготавливают из МСС 03Х11Н10М2Т-ВД (ЭП678).

Проведенные исследования позволили рекомендовать низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной прочности (12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ) взамен дорогостоящей стали 03Х11Н10М2Т-ВД (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 нагнетателя могут служить поковки НМС, закаленные охлаждением на воздухе с деформационного нагрева. Полученные в поковках свойства являются окончательными; дополнительной термической обработки не требуется; возможна сварка в термоупрочненном состоянии.

Сравнительно недавно разработанная 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 этой группы. Из промышленной партии стали 12Х2Г2НМФБ на ЗАО «Камасталь» изготовлены поковки для роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки НЦ16.

Проведенными исследованиями установлено соответствие материала техническим условиям на поковки (ТУ. РГ. 163-2002) и требованиям технической документации на рабочие колеса нагнетателей ГПУ: «Гц — 1100,

Показана высокая однородность структуры и свойств по сечению поковок, а также равнопрочность сварных соединений.

В условиях предприятия ОАО НПО «Искра» (предприятие-изготовитель роторных колес нагнетателей ГПУ) изготовлена промышленная партия рабочих колес нагнетателей ГПУ и подтверждены рекомендованные технологические параметры термического упрочнения: температура аустенитизации, закаливаемость при охлаждении на спокойном воздухе, отпускоустойчивость до 500 °С

По данным ЗАО «Камасталь» и ОАО НПО «Искра» стоимость металла 12Х2Г2НМФБ в * 3 раза ниже, чем стали ЭП678.

ВЫВОДЫ

1. Установлены факторы, обусловливающие повышенную технологичность и связанную с ней конструкционную прочность низкоуглеродистых мартенситных и мартенситно-стареющих сталей.

Высокая устойчивость аустенита при охлаждении, малая чувствительность к перегреву при аустенитизации, возможность осуществления закалки с охлаждением на спокойном воздухе при низком содержании углерода обеспечивают формирование структуры пакетного мартенсита с высокой плотностью дислокаций. Медленное охлаждение и высокая температура

мартенситного превращения гарантируют минимальные остаточные напряжения и возможность самоотпуска в ходе охлаждения при температуре ниже В результате структура пакетного низкоуглеродистого мартенсита обладает в закаленном состоянии комплексом характеристик механических свойств, необходимых для реализации конструкционной прочности стали с пределом прочности

2. Технологический процесс упрочнения НМС 12Х2Г2НМФТ существенно надежнее обеспечивает заданные параметры технологического процесса и характеристики механических свойств. Закалка с деформационного или повторного нагрева при охлаждении на спокойном воздухе обеспечивает получение мартенситной структуры с прочностью исключая коробление и деформацию заготовки. При этом минимально допустимая скорость охлаждения для обеспечения ударной вязкости

составляет 0,03 град/с, что гарантирует прокаливаемость при охлаждении на воздухе в сечении 500 мм. Исследование процессов распада низкоуглеродистого мартенсита показало, что при отпуске сталей

12Х2Г2НМФТ и 10ХЗГНМ до 300 °С состояние твердого раствора не меняется, а при температурах до 500 °С возможно незначительное выделение карбидов, не оказывающее существенного влияния на комплекс механических свойств. Следовательно, для снятия термических напряжений в сложнонапряженных конструкциях допустим отпуск при температурах до 500 °С. Широкий интервал температур отпуска увеличивает технологические возможности при термообработке, повышает надежность выполнения операций и, как следствие, получения заданных свойств.

Существенным недостатком стали 03Х11Н10М2Т является необходимость закаливать изделия в воде и отпускать в узком интервале температур 520...560 °С для реализации интерметаллидного упрочнения на уровень Кроме того, сталь 03Х11Н10М2Т склонна к перегреву, что не позволяет осуществлять закалку от высоких температур, в частности, после завершения горячей деформации.

3. Исследование закономерностей изменения трещиностойкости, основной характеристики конструкционной прочности, позволяет заключить:

а) закономерности изменения трещиностойкости при отпуске для всех исследованных низкоуглеродистых мартенситных сталей одинаковы. Наиболее высокими характеристиками статической, динамической и циклической трещиностойкости НМС обладают в закаленном и низкоотпущенном (до 300 °С) состоянии, а минимальный уровень трещиностойкости зафиксирован после высокого отпуска при температурах 500...600 °С. Максимальные уровни прочности и трещиностойкости НМС достигаются при одинаковых режимах термической обработки (закалка и низкий отпуск), что обеспечивается получением структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита. Следовательно, не требуется выбирать специальный режим термической обработки для конкретных условий работы;

б) изменение трещиностойкости при отпуске мартенситно-стареющих сталей имеет сложный характер, что связано с ярко выраженной стадийностью распада твердого раствора: динамическая трещиностойкость минимальна после отпуска при температуре 440, а статическая - при 500 °С, что соответствует выделению промежуточных (когерентных) и стабильных (некогерентных) интерметаллидов соответственно. Циклическая трещиностойкость в низкоамплитудной области коррелирует с динамической, а в высокоамплитудной области - со статической трещиностойкостью. Наиболее высокой трещиностойкостью МСС обладают в закаленном состоянии (структура пакетного мартенсита). Выделение при отпуске 400...500 °С упрочняющих фаз обеспечивает значительное упрочнение, однако приводит к снижению характеристик динамической и циклической трещиностойкости. Таким образом, обработка МСС на максимальную конструкционную прочность невозможна. Сложная зависимость различных характеристик трещиностойкости от температуры отпуска требует специальных режимов термической обработки для конкретных условий эксплуатации. Это существенно снижает технологичность термической обработки.

4. Проведенные исследования позволили рекомендовать НМС повышенной прочности (12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ) взамен стали 03X11HI0M2T для изготовления роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки. Результаты исследования промышленной плавки наиболее технологичной стали 12Х2Г2НМФБ свидетельствуют о полном соответствии качества поковок и сварных соединений техническим требованиям, предъявляемым к роторным колесам. Акт исследования промышленной партии прилагается к диссертации.

Основное содержание диссертации опубликовано в работах:

1. Швецов В.В. Технологические аспекты термоупрочнения конструкционных сталей // Высокие технологии в машиностроении и высшем образовании: Тез. докл. XXX науч.-техн. конф. механико-технологического факультета ПГТУ. - Пермь, 27-28 ноября 2003 г. - С. 75-76.

2. Швецов В.В., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М. Особенности распада мартенсита при отпуске низкоуглеродистых мартенситных сталей типа 07ХЗГНМ. // Механика и технология материалов и конструкций: Сб. научн. тр. -Пермь, 2003. - Вып. 7. - С. 99-102.

3. Югай С.С., Швецов В.В., Мальцев А.С. Закалка стали 12Х2Г2НМФТ из межкритического интервала температур // Высокие технологии в Машиностроении и высшем образовании: Тез. докл. XXX науч.-техн. конф. механико-технологического факультета ПГТУ. - Пермь, 27-28 ноября 2003 г. - С. 68-70.

4. Швецов В.В., Силина О.В., Митрохович Н.Н. Особенности формирования азотированного слоя на стали 10ХЗГНМ // Механика и технология материалов и конструкций: Сб. научн. тр. Вып. 7. - Пермь, 2003. - С. 95-98.

5. Клейнер Л.М., Швецов В.В. Новый класс сталей и оригинальные технологии для конкурентоспособных конструкций, машин и механизмов. // Аэрокосмическая техника. Сб. научн. тр. № 16. - Пермь, 2004. - С. 54-66.

6. Швецов В.В., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М. Прочность и трещино-стойкость низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой // XVII Уральская школа металловедов-термистов. Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: Тез. докл. -Киров - Екатеринбург, 2-6 февраля 2004.-С. 122-123.

7. 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.

8. 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.

Лицензия ПД№ 11-0017

Сдано в печать 11.10.2004 г. Формат 42x29,7'/, Бумага офсетная. Гарнитура литературная. Отпечатано на ризографе. Усл. печ. л. 0,92. Усл. изд. л. 0,92.

Тираж 100 экз. Типография ОАО "ПАО "Инкар". Заказ № 4192. 614990, г. Пермь,ул. Куйбышева, 140.

№19210

РНБ Русский фонд

2005-4 14558

Введение.

1. Состояние вопроса. Постановка задачи.

1.1. Проблемы технологичности улучшаемых сталей.

1.2. Технологичность высокопрочных сталей.

1.3. Технологичность низкоуглеродистых мартенситных сталей.

1.3.1. Обеспечение технологичности при закалке.

1.3.2. Принцип легирования, структура и свойства НМС.

1.3.3. Технологические свойства и преимущества НМС.

1.4. Конструкционная прочность и методы оценки трещино-стойкости металлов.

1.4.1. Характеристики конструкционной прочности.

1.4.2. Оценка статической трещиностойкости.

1.4.3. Оценка динамической трещиностойкости.

1.4.4. Оценка циклической трещиностойкости.

1.5. Постановка задачи.

2. Материалы и методики исследования.

2.1. Выбор материалов и режимов термической обработки.

2.2. Исследование структуры и свойств сталей после термической обработки.

2.3. Электронно-микроскопические исследования.

2.4. Оценка трещиностойкости при однократном нагружении.

2.5. Оценка трещиностойкости при циклическом нагружении.

3. Технологичность МСС и НМС при термоупрочнении.

3.1. Анализ технологических маршрутов термоупрочнения

МСС и НМС.

3.2. Сравнительный анализ чувствительности к перегреву МСС и НМС.

3.3. Оценка чувствительности МССи НМС к скорости охлаждения при закалке.

3.4. Технологичность МСС и НМС при отпуске. Влияние температуры отпуска на структуру и свойства сталей.

3.4.1. Влияние скорости закалочного охлаждения на окончательные свойства МСС.

3.4.2. Изменение структуры и свойств при отпуске стали ЭП678.

3.4.3. Изменение структуры и свойств при отпуске стали 12Х2Г2НМФТ.

Выводы.

4. Структурные аспекты прочности и трещиностойкости

НМС и МСС.

4.1. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость НМС.

4.1.1. Статическая трещиностойкость.

4.1.2. Динамическая трещиностойкость.

4.1.3. Циклическая трещиностойкость.

4.2. Влияние температуры отпуска на трещиностойкость МСС.

4.2.1. Трещиностойкость при однократном нагружении.

4.2.2. Циклическая трещиностойкость.

4.3. Сравнительный анализ прочности и трещиностойкости

НМС и МСС.

Выводы.

5. Промышленное опробование.

6. Выводы.

Повышение качества и надежности продукции машиностроения в значительной степени зависит от совершенства новых конструкций и их технологичности. Высокая технологичность обусловливает минимальные затраты и устойчивость процесса изготовления. Создание перспективных образцов определяется наличием технологичных материалов и новых технологических процессов. Их взаимное влияние определяет качество изготовления, надежность, технические характеристики, трудоемкость, стоимость и необходимость капитальных затрат на освоение производства новых изделий.

Современный уровень технологии должен решать задачи снижения трудоемкости и металлоемкости, повышения производительности труда, а также обеспечения конструкционной прочности деталей. Новейшие достижения в области физического металловедения, обработки давлением, сварки, упрочняющей термообработки позволяют создать рациональные технологические процессы на базе новых конструкционных сталей, обеспечивающие минимальные затраты при изготовлении новых образцов.

В настоящее время ясно, что наиболее высоким уровнем технологичности обладают конструкционные стали с низким содержанием углерода, при этом достижение высокого уровня прочности неизбежно связано с получением в этих сталях мартенситной структуры. Известны две группы низкоуглеродистых конструкционных сталей, в которых можно достичь прочности о0,2 ^ 1000 МПа: мартенситно-стареющие стали (МСС) и низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС).

Важной составляющей технологических свойств конструкционных сталей является технологичность термоупрочнения, которую можно оценить следующими основными критериями:

- склонность к росту зерна аустенита при нагреве под закалку, определяющая допустимый интервал закалочных температур;

- прокаливаемость, определяющая охлаждающую среду и возможность термоупрочнения крупногабаритных заготовок и деталей;

- характер изменения свойств закаленных сталей при последующем нагреве, который является решающим при определении допустимого интервала температур отпуска.

В связи со всем вышесказанным в данной работе проведен сравнительный анализ технологичности термического упрочнения экономно легированной МСС ЭП678 и НМС повышенной прочности 12Х2Г2НМФТ, который показал, что технологичность термоупрочнения НМС существенно выше. НМС 12Х2Г2НМФТ обладает низкой склонностью к росту аустенитного зерна, закаливается на мартенсит охлаждением на воздухе в сечениях до 500 мм, а уровень прочности 00,2 ^ 1000 МПа (ов 2 1200 МПа), получаемый после закалки, сохраняется при последующем отпуске до 500 °С включительно.

Известно также, что высокопрочные конструкционные стали обладают повышенной чувствительностью к концентраторам напряжений. Поскольку предельно острым концентратором является трещина, в работе проведен сравнительный анализ трещинрстойкости сталей ЭП678 и 12Х2Г2НМФТ при различных способах нагружения. Показано, что при обработке на уровень прочности ов as 1200 МПа низкоуглеродистая мартенситная сталь 12Х2Г2НМФТ не уступает МСС по уровню трещиностойкости.

При производстве изделий машиностроения значительную долю составляют термоупрочненные сварные конструкции. Важную роль в технологии изготовления деталей играют точные термоупрочненные заготовки. Одной из серьезных проблем изготовления сварных конструкций и точных заготовок является обеспечение бездеформационности термической обработки и свариваемости термоупрочненных элементов. Существенные трудности связаны с тем, что традиционные конструкционные стали (0,15-0,40 % углерода) закаливаются только в жидкие среды. Неизбежность деформации при закалке и ограниченная свариваемость сталей в термоупрочненном состоянии диктуют определенную технологическую последовательность операций при изготовлении заготовок и сварных конструкций, а также сдерживают рост прочности.

Совмещенный процесс формообразования и закалки (ТМО) с использованием серийных среднеуглеродистых сталей нашел применение в промышленности страны благодаря теоретическим разработкам, выполненным под руководством Р.И. Энтина, В.Д. Садовского, M.JI. Бернштейна, О.И. Шаврина. Однако трудности в осуществлении деформации, закалки, отсутствие необходимого сложного оборудования, низкая обрабатываемость резанием сталей после термомеханической обработки сдерживают широкое применение этих процессов. Кроме того, внедрение ТМО связано с капитальными затратами на организацию специализированного производства и ограничено необходимостью использования жидких сред из-за низкой прокаливаемости серийных сталей. Поэтому ТМО, позволяющая совместить процесс формообразования с упрочняющей обработкой, распространена там, где требуется обеспечение очень высоких механических характеристик и мал объем механической обработки.

Решение технологических проблем обеспечения бездеформационности термической обработки сложных конструкций и заготовок и обеспечение свариваемости в термоупрочненном состоянии обычно достигается путем создания совершенного термического и сварочного оборудования. При этом требуются большие капитальные затраты на оборудование и производственные площади. Этот путь не решает поставленных задач, когда конструкции и заготовки имеют сложную форму. Наиболее простой и надежный способ - использование специально созданных низкоуглеродистых мартенситных сталей, обеспечивающих бездеформационную термическую обработку и хорошую свариваемость. При этом для осуществления технологического процесса производства термоупрочненных сварных конструкций с равнопрочными сварными соединениями не требуется специального оборудования и новых способов сварки. Такой экономически целесообразный процесс легко освоить в потоке существующего производства. Главным достоинством его является возможность проведения бездеформационной закалки сварных конструкций на воздухе и, следовательно, сварки деталей как в нетермоупрочненном, так и в термоупрочненном состоянии. Использование низкоуглеродистых мартенситных сталей, не склонных к деформации и обладающих глубокой прокаливаемостью, может решить проблему получения точных термоупрочненных полуфабрикатов (проката и штамповок) в металлургическом производстве машиностроительных заводов. Точность геометрических параметров определяется совершенством оборудования для горячей обработки давлением.

Наиболее сложными объектами, как с точки зрения изготовления, так и термоупрочнения, являются тяжелонагруженные массивные сварные изделия и конструкции, к материалу которых предъявляются требования, являющиеся, в традиционном понимании, взаимоисключающими: высокая прочность и одновременно высокая надежность; сквозная прокаливаемость в больших сечениях с гарантированным получением высокопрочного состояния и одновременно хорошая свариваемость с обеспечением не только равнопрочности соединений, но и бездеформационности теплового воздействия. К таким сложным изделиям относятся, например, роторные колеса нагнетателей газоперекачивающих установок. Применение серийных сталей в данном случае невозможно, так как не позволяет получить требуемый комплекс свойств, поэтому в настоящее время рабочие колеса ГПУ изготавливают из МСС типа ЭП678.

Проведенные исследования позволили рекомендовать низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной прочности (12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ) взамен дорогостоящей стали 03X11 HI 0М2Т-ВД (ЭП678). Из промышленной партии стали 12Х2Г2НМФБ изготовлены поковки для роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки НЦ16. Исследования механических свойств и свариваемости показали, что все характеристики данной стали полностью удовлетворяют требованиям технической документации.

ВЫВОДЫ

1. Установлены факторы, обусловливающие повышенную технологичность и связанную с ней конструкционную прочность низкоуглеродистых мартенситных и мартенситно-стареющих сталей.

Высокая устойчивость аустенита при охлаждении, малая чувствительность к перегреву при аустенитизации, возможность осуществления закалки с охлаждением на спокойном воздухе при низком содержании углерода обеспечивают формирование структуры пакетного мартенсита с высокой плотностью дислокаций. Медленное охлаждение и высокая температура мартенситного превращения гарантируют минимальные остаточные напряжения и возможность самоотпуска в ходе охлаждения при температуре ниже Мн = 400 °С. В результате структура пакетного низкоуглеродистого мартенсита обладает в закаленном состоянии комплексом характеристик механических свойств, необходимых для реализации конструкционной прочности стали с пределом прочности ств ^ 1200 МПа.

2. Технологический процесс упрочнения НМС 12Х2Г2НМФТ существенно надежнее обеспечивает заданные параметры технологического процесса и характеристики механических свойств. Закалка с деформационного или повторного нагрева при охлаждении на спокойном воздухе обеспечивает получение мартенситной структуры с прочностью ств ^ 1200 МПа, исключая коробление и деформацию заготовки. При этом минимально допустимая скорость охлаждения для обеспечения ударной вязкости KCU > 1,2 МДж/м2 составляет 0,03 град/с, что гарантирует прокаливаемость при охлаждении на воздухе в сечении 500 мм. Исследование процессов распада низкоуглеродистого мартенсита (~ 0,1 % С) показало, что при отпуске сталей 12Х2Г2НМФТ и 10ХЗГНМ до 300 °С состояние твердого раствора не меняется, а при температурах до 500 °С возможно незначительное выделение карбидов, не оказывающее существенного влияния на комплекс механических свойств. Следовательно, для снятия термических напряжений в сложнонапряженных конструкциях допустим отпуск при температурах до 500 °С. Широкий интервал температур отпуска увеличивает технологические возможности при термообработке, повышает надежность выполнения операций и, как следствие, получения заданных свойств.

Существенным недостатком стали 03X11 HI 0М2Т является необходимость закаливать изделия в воде и отпускать в узком интервале температур 520.560 °С для реализации интерметаллидного упрочнения на уровень ав ^ 1200 МПа. Кроме того, сталь 03Х11Н10М2Т склонна к перегреву, что не позволяет осуществлять закалку от высоких температур, в частности, после завершения горячей деформации.

3. Исследование закономерностей изменения трещиностойкости, основной характеристики конструкционной прочности, позволяет заключить: а) закономерности изменения трещиностойкости при отпуске для всех исследованных низкоуглеродистых мартенснтных сталей одинаковы. Наиболее высокими характеристиками статической, динамической и циклической трещиностойкости НМС обладают в закаленном и низкоотпущенном (до 300 °С) состоянии, а минимальный уровень трещиностойкости зафиксирован после высокого отпуска при температурах 500.600 °С. Максимальные уровни прочности и трещиностойкости НМС достигаются при одинаковых режимах термической обработки (закалка и низкий отпуск), что обеспечивается получением структуры низкоуглеродистого пакетного мартенсита. Следовательно, не требуется выбирать специальный режим термической обработки для конкретных условий работы; б) изменение трещиностойкости при отпуске мартенситно-стареющих сталей имеет сложный характер, что связано с ярко выраженной стадийностью распада твердого раствора: динамическая трещиностойкость минимальна после отпуска при температуре 440, а статическая - при 500 °С, что соответствует выделению промежуточных (когерентных) и стабильных (некогерентных) интерметаллидов соответственно. Циклическая трещиностойкость в низкоамплитудной области коррелирует с динамической, а в высокоамплитудной области -со статической трещиностойкостью. Наиболее высокой трещиностойкостью МСС обладают в закаленном состоянии (структура пакетного мартенсита). Выделение при отпуске 400. 500 °С упрочняющих фаз обеспечивает значительное упрочнение, однако приводит к снижению характеристик динамической и циклической трещиностойкости. Таким образом, обработка МСС на максимальную конструкционную прочность невозможна. Сложная зависимость различных характеристик трещиностойкости от температуры отпуска требует специальных режимов термической обработки для конкретных условий эксплуатации. Это существенно снижает технологичность термической обработки.

4. Проведенные исследования позволили рекомендовать НМС повышенной прочности (12Х2Г2НМФТ, 12Х2Г2НМФБ) взамен стали 03X11 HI0М2Т-ВД для изготовления роторных колес нагнетателя газоперекачивающей установки. Результаты исследования промышленной плавки наиболее технологичной стали 12Х2Г2НМФБ свидетельствуют о полном соответствии качества поковок и сварных соединений техническим требованиям, предъявляемым к роторным колесам. Акт исследования промышленной партии прилагается. Понижение стоимости стали в « 3 раза подтверждает экономическую целесообразность замены стали 03X11Н10М2Т-ВД (ЭП678) на сталь 12Х2Г2НМФБ.

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

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

3. Гольдпггейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 318 с.

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

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

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

7. Гуляев А.П. Выбор марки сталей для деталей машин // МиТОМ. №1.-1983.-С. 54-59.

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

9. Гуляев А.П., Голованенко Ю.С., Зикеев В.Н. Влияние количества немартенситных продуктов превращения на сопротивление разрушению улучшаемой конструкционной стали // МиТОМ. №7. 1978. - С. 60-67.

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

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

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

13. Энтин Р.И., Клейнер Л.М. и др. Прочностные свойства низкоуглеродистой мартенситной стали 07ХЗГНМЮ // Известия АН СССР. Металлы. №4. 1982. - С. 86-90.

14. Клейнер Л.М., Коган Л.И., Косматенко И.Е. и др. Малоуглеродистые конструкционные стали со структурой мартенсита. Бюл. ЦНИИТЭИЧЕРМЕТ. №4 (720). 1974. - С. 3-9.

15. Клейнер Л.М., Алешин В.М., Толчина И.В. и др. Анализ технологии и свойств высокопрочных насосно-компрессорных труб // Сталь. №9. 1996. - С. 63-65.

16. Клейнер Л.М., Дружинин Ю.В., Рыбкин А.Н., Толчина И.В. Производство высокопрочного листа из малоуглеродистых мартенситных сталей // Сталь. №9. -1995. С. 72-73.

17. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М. и др. Особенности у-*а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ // ФММ. Т.93. №2. 2002 - С.

18. Энтин Р.И., Панкова М.Н., Клейнер Л.М. и др. Структура и свойства некоторых низкоуглеродистых легированных свариваемых сталей // МиТОМ. №6. 1991. - С. 22-27.

19. Туров А.В., Клейнер Л.М., Коковякина С.А., Мочалова Т.Ф. Исследование структуры и свойств мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ в зоне термического влияния // Сварочное производство. №5. 2000.1. С.72-73.

20. Силина О.В., Клейнер JI.M., Митрохович Н.Н. и др. Повышение теплостойкости азотируемых низкоутлеродистых мартенситных сталей // МиТОМ. №1. -1998. С. 17-20.

21. Клейнер JI.M., Митрохович Н.Н., Новоселова JI.M. и др. Азотирование деталей, работающих на износ при высоких контактных нагрузках // Вестник машиностроения. №5. 1999. - С. 32-34.

22. Клейнер JI.M., Митрохович Н.Н., Новоселова JI.M. и др. Патент РФ № 2133299 от 20.07.99, МКИ С 23 С 17/00, С 23 С 8/26. «Способ изготовления азотированных деталей из низкоутлеродистых мартенситных сталей».

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

24. Клейнер JI.M. Низкоуглеродистые мартенситные стали / Учебное пособие. Пермь: Перм. гос. техн. ун-т., 1997. - 71 с.

25. Саррак В.И., Суворов С.О. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите // ФММ. Т.26. №1. 1968. - С. 147-156.

26. Клейнер JI.M., Коковякина С.А., Митрохович Н.Н. и др Экологически чистые технологии производства термоупрочненных полуфабрикатов, заготовок деталей и сварных конструкций / Учебное пособие. Пермь: Перм. гос. техн. ун-т., 2000. - 41 с.

27. Лебедев Ю.М., Лазарев В.Н., Клейнер Л.М., Энтин Р.И. Исследование свариваемости низкоуглеродистой мартенситной стали 07ХЗГНМ // Автоматическая сварка. №9. 1989. - С. 15-18.

28. Иванов А.С., Карманов Д.В., Вдовина О.Н. Поверхностное насыщение низкоуглеродистых мартенситных сталей бором и медью // МиТОМ. №6. 1999. С. 13-16.

29. Иванов А.С., Карманов Д.В., Гужева М.Б. Бороцементация низкоуглеродистых мартенснтных сталей // Механика и технология материалов и конструкций: Сб. научн. тр. Вып. 7. Пермь, 1999. - С. 3-8.

30. Иванов А.С., Карманова О.Н., Гужева М.Б., Калинин А.С. Структура и свойства поверхностной зоны цементованного слоя на низкоуглеродистых мартенснтных сталях // Наука производству. №5. -2000.-С. 3-5.

31. Силина О.В. Азотирование сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита для поверхностного упрочнения деталей машиностроения // Автореф. дисс. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. -№ 05.02.01. Пермь: ПГТУ, 1999. - 19 с.

32. Сюзева Е.Б. Отпуск конструкционных сталей со структурой низкоуглеродистого мартенсита // Автореф. дисс. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. № 05.02.01. - Пермь: ПГТУ, 2000. - 16 с.

33. Клейнер JI.M., Симонов Ю.Н. Стали для совмещенного процесса формообразования с закалкой // Перспективы горнометаллургической индустрии: Сб. научн. тр.- Новокузнецк: Сибирские огни, 1999.-С. 188-197.

34. Клейнер JI.M., Симонов Ю.Н. Структура и свойства низкоуглеродистых мартенснтных сталей // МиТОМ. №8. 1999. - С. 4648.

35. Некрасова Т.В., Симонов Ю.Н., Клейнер JI.M., Добровольских Е.А. Технологичные дисперсионноупрочняемые низкоуглеродистые мартенситные стали // Наука производству. №5. - 2000. - С. 12-14.

36. Некрасова Т.В., Симонов Ю.Н., Некрасова В.Н. О применении низкоуглеродистых мартенситных сталей в машиностроении // Машиностроитель. №9. 2000. - С. 5-6.

37. Некрасова Т.В. Дисперсионноупрочняемые экономно-легированные низкоуглеродистые мартенситные стали повышенной технологичности в машиностроении // Автореф. дисс. на соиск. уч. степ, канд. техн. наук. № 05.02.01. - Пермь: ПГТУ, 2001. - 15 с.

38. Некрасова Т.В., Симонов Ю.Н., Клейнер JI.M. Повышение прочности экономнолегированных низкоуглеродистых мартенситных сталей // Journal of the Technical University at Plovdiv, "Technical sciences2001. V.7. -P. 85-100.

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

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

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

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

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

44. Морозов Е.М. О расчете на прочность на стадии разрушения // Сб. научн. тр. Моск. инж.-физ. ин-та. Вып.З. -1969. С. 97-90.

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

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

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

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

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

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

51. Dugdale D.S. Yelding of Steel Sheets, Containing Slits // Journ. of Mech andPhys. of Solids, 1960. V.8. №2. -P. 112-116.

52. Броек Д. Основы механики разрушения. М.: Высшая школа, 1980.-368 с.

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

54. Черепанов Г.П. О распространении трещин в сплошной среде // ПММ. Т.31. Вып.З. 1967. - С. 111-116.

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

56. Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик вязкости разрушения (трещиностойкости) при динамическом нагружении // Методические указания. М.: Издательство стандартов -1983. 51 с.

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

58. Kennich P. An Analogue Computer Model of Charpy Impact Test II Comm. DocAI79. Navy Dep. Advis. Comm. on Structural Steels, 1968. -October.

59. Otani L. Tetsudo Gidsuku Kanku Sure // Journ. of Railway Eng. Res., 1957. V.14.-P. 503-509.

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

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

62. Newhouse D. /. Relationships Between Charpy Impact Energy, Fracture Appearance and Test Temperature in Alloy Steels // WeldJourn., 1963. V.42. №. -P. 1058-1118.

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

64. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей // М.: Металлургиздат, 1973. 224 с.

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

66. Косарев JI.H. Повышение прочности, надежности и долговечности корпуса фрикционного аппарата Ш1-ТМ // Автореф. дисс. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. № 05.16.01. - М.: ЦНИИ МПС, 1975.-18 с.

67. Барсом Дж., Рольф С. Корреляция между К1С и результатами испытаний образцов Шарпи с V-образным надрезом в интервале критических температур // Ударные испытания металлов. М.: Мир, 1973.-С. 277-296.

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

69. ГОСТ 23026-78. Металлы. Метод испытания на многоцикловую и малоцикловую усталость. М.: Изд-во стандартов, 1980. - 40 с.

70. Серенсен С.В., Когаев В.П., Шнейдерович P.M. Несущая способность и расчеты деталей машин на прочность. М.: Машгиз, 1963. -451с.

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

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

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

74. Paris P.C. A Critical Analysis of Crack Propagation Laws II Journ. ofBas. Eng. TransASME, 1963. №4. -P. 528-534.

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

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

77. Ярема С .Я., Микитишин С.И. Аналитическое описание диаграммы усталостного разрушения материалов // ФХММ. Т.П. №6.1975.-С. 47-54.

78. Иванова B.C. Концепция циклической вязкости разрушения // Циклическая вязкость разрушения металлов и сплавов. М.: Наука, 1981. -С. 5-19.

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

80. Гордеева Т.А., Жегина И.П. Метод выявления различных стадий разрушения при повторном нагружении по микрофрактографическим признакам // Заводская лаборатория. №4.1976.- С. 464-496.

81. Cooke R. J., Irving P. E., Booth G.S., Beevers C. J. The slow fatigue crack growth and threshold behavior of a medium-carbon alloy steel in air and vacuum 11 Eng. Fract. Mech., 1975. V.7. P. 69-77.

82. Yeum A, Hopkins S.W., Leverant G.R., Rau SA. Correlations between fracture mechanics parameters for stage 2 fatigue crack propagation in Ti-6Al-4V. IIMet. Trans., 1974. V.5. -P. 1833-1842.

83. 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. V.43,9. -P. 268-280.

84. Иванова B.C. Разрушение металлов. M.: Металлургия, 1979.168 с.

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

86. Garret G.G. On the tensile to shear fracture mode transision in fatigue crack propagation I I Met. Trans., 1979. V.10. -P. 648-651.

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

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

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

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

91. Masounave J., Bailon J-P. Effect of grain size on the threshold stress intensity factor ofaferritic steel // Scr. Met. -1976. V.10,2. -P. 165-170.

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

93. Осташ О.П., Ярема С .Я., Ющенко К.А. и др. Влияние структуры стали 03Х13АГ19 на развитие усталостных трещин при нормальной и низкой температурах // ФХММ. Т.13. №6. -1977. С. 56-61.

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

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

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

97. Homna H., Nakasawa H. Effect of mechanical properties of material on rate of fatigue crack propagation // Eng. Fract. Mech. 1978. V10,3. -P. 539-552.

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

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

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

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

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

103. Попова Л.Е., Попов А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. 3-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1991. - 503 с.

104. Спиридонов В.Б., Фридман B.C. Тепловая хрупкость и выбор температуры закалки нержавеющих мартенситностареющих сталей // МиТОМ. №7. 1975. - С. 42-47.

105. Красникова С.И., Леднянский А.Ф., Чернявская С.Г. и др. "Тепловая" хрупкость мартенситностареющей стали 03X11 HI 0М2Т // МиТОМ. №7. -1977. С. 27-31.

106. Бирман С.Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали. М.: Металлургия, 1974. - 208 с.

107. Красникова С.И., Божко С.А., Дробот А.В. К вопросу о тепловой хрупкости малоуглеродистых нержавеющих сталей мартенситного класса // МиТОМ. №9. -1986. С. 43-45.

108. Марочник сталей и сплавов / В.Г. Сорокин, А.В. Волосникова, С.А. Вяткина и др. / Под общ. Ред. В.Г. Сорокина. М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.

109. Ильина В.П. Влияние режимов термической обработки на микроструктуру и характер изломов мартенситностареющих сталей 03X11Н10М2Т-ВД и 03X11Н10М2Т2-ВД // МиТОМ. №3. 2002.-С. 20-23.

110. Пестов И.В., Малолетнее А .Я, Перкас М.Д. и др. Структура и свойства ванадиевых мартенситностареющих сталей. // МиТОМ. №4. -1983.-С. 38-40.

111. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н. Стали для совмещенного процесса формообразования с закалкой. // Перспективы горнометаллургической индустрии. Новосибирск: Сибирские огни, 1999. - С. 188-195.

112. Клейнер Л.М. Экономнолегированные низкоуглеродистые мартенситные стали для высокопрочных термоупрочненных заготовок и сварных конструкций. // Национальная металлургия. №3. 2002. - С. 70-75.

113. Клейнер Л.М., Швецов В.В. Новый класс сталей и оригинальные технологии для конкурентоспособных конструкций, машин и механизмов. //Аэрокосмическая техника. Сб. научн. тр. №16 -Пермь. 2004. С. 54-66.

114. Каменских А.П., Заяц Л.Ц., Клейнер Л.М. и др. Особенности у-*а превращения в стали 12Х2Г2НМФТ // ФММ. Т.93. №1. 2002. - С. 90-93.

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

116. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали. Учебное пособие. Екатеринбург: УрО РАН, 1999.-495 с.

117. Еднерал А.Ф., Изотов В.И., Клейнер Л.М. и др. Низкоуглеродистые мартенситные стали. // Проблемы металловедения и физики металлов. Тематич. отр. сб. М.: Металлургия. №1. - 1972. - С. 123-134.

118. Ильина В.П., Кузьминская Л.Н., Лапин П.Г. и др. Тепловое охрупчивание нержавеющих мартенситностареющих сталей. // МиТОМ. №7. 1997. - С. 24-26.

119. Гарнова С.В., Феофилов А.А., Рогович М.А., Ковтун И.А. Влияние длины трещины и боковых надрезов на реализацию условий плоской девормации при ударном нагружении. //Молодежная наука Прикамья. Сб. научн. тр. Вып. 2. Пермь, 2002. - С. 23-33.

120. Осминкин В.А. Охрупчивание и особенности старения нержавеющих мартенситностареющих сталей. // Автореф. дисс. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. № 05.16.01. - Свердловск: УПИ, 1979. - 21 с.

121. Перкас М.Б. Структура, свойства и области применения высокопрочных мартенситностареющих сталей. // МиТОМ. №5. 1985. -С. 23-33.

122. Зайцева Р.Д., Перкас М.Д. Факторы, влияющие на пластичность и вязкость мартенситностареющих сталей. // МиТОМ. №9. -1975.-С. 2-11.

123. Швецов В.В., Симонов Ю.Н., Клейнер Л.М. Особенности процессов распада мартенсита при отпуске низкоуглеродистых мартенснтных сталей типа 07ХЗГНМ. // Механика и технология материалов и конструкций: Сб. научн. тр. Вып. 7. Пермь, 2003. -С. 99-102.

124. Клейнер Л.М., Симонов Ю.Н., Сюзева Е.Б. Особенности проявления отпускной хрупкости в низкоуглеродистой мартенситной стали 07ХЗГНМЮА. // Сб. тез. докл. 3-го собрания металловедов России. Рязань. 1996. - С. 77-78.

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

126. Финкель В.М. Физические основы торможения разрушения. -М.: Металлургия, 1977. 360 с.

127. Симонов Ю.Н. Принципы получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита. // Механика и технология материалов и конструкций: Сб. научн. тр. Вып. 7. Пермь, 2003. - С. 103-109.

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

129. Установлено соответствие материала поковок техническим требованиям ТУ РГ. 163-2002 и требованиям КД на рабочие колеса роторов нагнетателей газоперекачивающих установок: ов > 1100 МПа, ао,2 > 900 МПа, б > 7%, KCU > 0,5 МДж/м3.

130. Гл. металлург ОАО НПО «Искра»1. Афанасьев Е. А

131. От «Исполнителя»: Руководитель работ, зав. каф. МТО ПГТУ д.т.н., профессор Ответственный исполнитель к.т.н., доцент Исполнитель аспирант1. Клейнер JI.M.1. Симонов Ю.Н.1. Швецов В В.