автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние продуктов превращения аустенита на конструктивную прочность сталей перлитного класса

у? С

ЛЕНИНГРАДСКИЙ ОРДЕНА ЛЕНИНА ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ имени О.КАЛИНИНА '

На правах рукописи

ТЕПЛНИЦ Гелий. Николаевич

УДК 669. Й: 16-19

ВЛИЯНИЕ ПРОДУКТОВ ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА НА КОНСТРУКТИВНА ПРОЧНОСТЬ СТАЛЕЙ ПЕРЛИТНОГО КЛАССА

Специальность'05,16.01 - металловедение и термическая обработка цет^л^ов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

ЛЕНИНГРАД 1969

Работа выполнена в Ленинградском ордена Трудового Красного Знаме-йя технологическом институте целлилозно-бумакной промышленности

Официальные оппоненты:

- доктор технических наук, профессор БАШНИН.Срий Алексеевич}

- заслуженный деятель науки и техники РС1СР, доктор технических раук, профессор ПАРЮТ Анатолий Иаксимович;

- доктор технических наук, профессор ЧШЯ Андрей Александрович.

Ведущая организация: Центральный научно-исследовательский институт материалов С г.Ленинград ).

8ащи?а состоится " " 1990 г. в часов на за-

седании специализированного совета Д 063.38.08 в Ленинградском ордена Лейина политехническом институте имени И.И.Калинина по адре-оу: 195251, Ленинград, Политехническая ул.,29, химический корпус, иуд. 51.

С диссертацией можно ознакомиться в фундаментальной библиотеке института.

Автореферат разослай " " .1990 г.

Ученый секретарь специализированного совета кандидат технических наук, доцент

Г.Г.Сергеев

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Осуществление грандиозных предначертаний КПСС требует воплощения инженерной мысли в металле. Доэтому при общем высоком уроине производства стали в нашей стране все же ощущается её нехватка. Партия ставит конкретные задачи по бережливому расходованию металла, что нашло отражение в "Основные направлениях социального и экономического развития' СССР на 1986-1990 г.г. и на период до 2000 г."

Один из основных путей рационального расходования стали состоит в повышении её прочности и на этой основе снижении металлоёмкости выпускаемых машин и оборудования. Однако, повышение прочности стали обычно приводит к существенному снижению её пластичности, особенно при эксплуатации и условиях низких температур. Последнее обстоятельство имеет исключительное значение в связи с широким освоением районов Сибири и Крайнего Севера. Следовательно, необходим поиск путей упрочнения стали с одновременным сохранением достаточно высокой пластичности.

Главным способом формирования свойств металла является деги- , рование и термическая обработка, позволяющие получить необходимое структурное состояние. Выбор марки стали для конкретного изделия и назначение режима его термической обработки основывается на знании технологом закономерностей сгруктурообразования в сталях того или иного состава, того или иного класса.

В целом ряде случаев без высоколегированных сталей це обойтись. Однако, в крупных масштабах экономически целесообразно использовать углеродистые и сравнительно невысоколегированные стали. Именно поэтому из общего годового объема производимой в стра- ■ не стали более половины приходится на стали перлитного класса.

Влияние легирующих элементов на фазовые превращения имеет исключительно большое как теоретическое, так и практическое значение, ибо все изделия ответственного назначения изготавливают из легированных сталей.

За последние десятилетия в развитии учения о легированных сталях сделаны большие успехи. Хорошо изучено влияние легирующих элементов на критические точки, на кинетику изотермического превращения аустенита, на мзртенситные точки. Но одна область, имеющая исключительное значение в деле формирования, структуры и свойств, осталась металловедами незатронутой. Речь идет, о влиянии легирующих элементов на температурные интервалы перлитного, вер-

хнебейнитного и нижнебейнитного превращения аустенита.

Важность указанного вопроса объясняется прежде всего тем,что работоспособность изделий из конструкционных сталей существенным образом зависит от структурного состояния металла. Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что продукты превращения ау-отенита, образовавшиеся в перлитном, верхнебейнитном и нижнебей-нитном интервалах температур, резко снижают конструктивную прочность.

В связи с изложенным, изучение процессов структурообразова-ния в сталях перлитного класса, формирование общих закономерностей' фазовых превращений и на этой основе разработка технологических процессов термической обработки, обеспечивающих повышение прочности, надежности и долговечности, является важной и актуальной народнохозяйственной задачей.

Ц е ль работы: I. Поиск скрытых резервов повышения конструктивной прочности сталей перлитного класса.

2. Установление закономерностей влияния легирующих элементов на условия, механизм образования и природу продуктов превращения

аустенита.

3. Установление закономерностей вляиния продуктов превращения аустенита, образующихся в перлитном, верхнебейнитном и нижнебей-нитном интервалах температур, На конструктивную прочность сталей,

4. Расширение области применения углеродистых сталей.

Научная новизна: впервые установлены закономерности влияния легирующих элементов на температурные интервалы образования псевдоэвтектойда, верхнего и нижнего бейнита. Построены схемы влияния легирующих элементов на процессы структурообразова-ния в сталях перлитного класса: карбидообраэуюших, сужающих область аустенита; элементов, расширяющих область аустенита; не-карбидообразуших элементов, сужающих область аустенита.

Впервые установлено влияние легирующих элементов на образование видманштеттозой структуры; изучены особенности образования альфа-фазы в межкритическом интервале температур.

Показано отрицательное влияние продуктов превращения аустенита, образующихся в перлитном, верхнебейнитном и нижнебейнитном интервалах температур на надежность изделий из конструкционных сталей, подвергнутых закалке и высокому отпуску.

Установлен.или уточнен механизм, условия образования и природа ряда продуктов превращения аустенита: гарденита, чернови-та, псевдоэвтектоида, верхнего и нижнего бейнита. При этом дано обоснование разделению сталей на низкоуглеродистые и среднеуг- ' леродистые. Показано впервые, что количество черновита зависит от содержания а стали углерода и при понижении температуры фазового перехода изменяется следующим образом: в ниэкоуглеродис-тых сталях - увеличивается; в среднеуглеродистых - уменьшается. Легирующие элементы способствуют повышению прочности черновита и задерживают процесс его отпуска.

Впервые установлено, что верхний бейнит имеет две принципиально отличающиеся по механизму образования и природе разновидности: низкоуглеродистую и высокоуглеродиотую. Высакоуглероднс-тый верхний бейнит в сталях, легированных карбцпообразующими элементами, в зависимости от условий образования может иметь перистое, дендритовидное или гребневидное строение.

Показано, что нижний бейнит также следует классифицировать на высокоуглеродистый и низкоуглеродистый. Высокоуглеродистый нижний бейнит имеет микрофрагментарное строение.

Установлено, что образование гарденит.а ВОЗМОЖНО: це только при закалке после незначительного перегрева над, как это

было известно ранее, но и после аустенитизацци, при, любых температурах выше А0 , Ас , Аст , если имеет место определенная X 3

степень превращения аустенита в межкритическом или субкритическом интервалах температур, обусловливающая. достаточную концентрационную неоднородность аустенита цо содержанию углерода.

Установлено, что образование видманштет.товой структуры может происходить не только при непрерывном охлаждении, как это считалось ранее, но и при изотермическом превращении аустенита.

Уточнен механизм образования псевдоэвтектоида. При этом впервые показана возможность обеднения углеродом аустенита перед превращением в перлитном интервале температур путем выделения карбидов по границам субзерен.

Установлены общие закономерности структурообразования в сталях перлитного класса. При этом.показано, что ниже А^ образование равновесных продуктов превращения аустенита осуществляется только через неравновесные;- процесс фазовых превращений имеет дискретный, пульсирующий характер.

Практическая ценность и промышленная реализация работы. Проверенные исследования позволили установить влияние структурного состояния на прочность, надежность и .долговечность изделий из сталей перлитного класса и предложить конкретные пути управления структу-рообраэованием.

Разработан технологический процесс термической обработки ряда тонкостенных деталей и деталей сложной формы из конструкционных и инструментальных сталей, предусматривающий малодеформационную закалку в горячих средах, вместо ранее применявшейся закалки в масле. Малодеформационная закалка позволила перейти на новую технологию изготовления деталей, при которой упрочняющая термическая обработка производится не в заготовках, как ранее,а на готовом размере, что позволило существенно повысить производительность труда рабочих-станочников, сократить расход дорогостоящих инструментов, вспомогательных материалов и электроэнергии на единицу продукции. '

Усовершенствован режим упрочняющей термической обработки литых крановых колес из стали марок 55Л и 60Л, что позволило повысить их эксплуатационную стойкость в 1,8 раза.

Разработан режим дополнительной термической обработки некоторых тракторных деталей, что позволило повысить их долговечность на 25%.

Результаты работы использованы на производственном объединении "Арсенал" имени М.В.Фрунзе, заводе подъемно-транспортного оборудования имени С.М.Кирова, Онежском тракторном заводе. Общий экономический эффект от внедрения составил 696 тыс.рублей.

Автор защи.тает:

I. Разработанные схемы влияния углерода и легирующих элементов на температурные интервалы образования псездоэвтектоида,верхнего и нижнего бейнита в сталях перлитного класса.

• 2. Установленные и уточненные данные о природе, механизме, условиях образования ряда продуктов превращения аустенпта и воздействии углерода и легирующих элементов: черновита, псевдоэв-тектоида, верхнего и нижнего бейнита, гарденита.

3. Закономерности влияния продуктов превращения аусте-шта, образовавшихся в перлитном, верхнебейнитном, нижнебейнитнсм интервалах- температур, на надежность конструкционной стали, подвергнутой улучшению.'

4. Закономерности образования альфа-фазы в межкритическом интервале температур.

5. Влияние легирования и условий термической обработки на образование видманштеттовой .структуры.

6. Общие закономерности структурообразования при охлаждении в сталях перлитного класса:

- возможность фазовых превращений лишь при определенных теч-пературно-концентрационных условиях;

- образование ниже критической точки А^ равновесных продуктов превращения аустенита только через неравновесные;

- дискретный, пульсирующий характер процессаобразования продуктов превращения аустенита.

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались и обсуждались на кафедре материаловедения, пластической и термической обработки Северо-Западного заочного политехнического института, г.Ленинград, 1980, 1985 г. на семинаре "Новое в металловедении и термической обработке", г.Ленинград, ЛДНТ11, 19Э1 г.; на научно-техническом семинаре "Повышение качества, на-деясности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных . п инструментальных сталей и сплавов", г.Ленинград, ЛДОГП, 1981, 198Н, 1983, 1984 г.г.; на научно-техническом семинара кафедры металловедения ММ имени МЛ1.Калинина, г.Ленинград, 1981 г.; ка IX научно-технической конференции "Новая техника и технология а металлургическом и химическом производстве", г.Череповец, 1983. г.; на научном семинаре кафедры металловедения, оборудования и технологии термической обработки ЯПИ имени М.И.Калинина, г.Ленинград, 1983 г.; на первой лекции из цикла "Применение современных легированных сталей", г.Ленинград, ЛДНТП, 1985 г.; на семинаре "Прочность конструкций, работающих в условиях низких температур", г.Ленинград, ЛТИ холодильной промышленности, 1985 г.; на X научно-технической конференции "Экономия производственных ресурсов и повышение качества продукции в металлургической и химической промышленности", г.Череповец, 1985 г.; на объединенном заседании кафедр материаловедения и технологии машиностроения, механики автоматизированных систем, основ-, конструирования и САПР, сопротивления материалов ЛТИ ЦБП, г.Ленинград, 1988 г.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, пята глав, вызолов, списка цитируемой литературы, приложения. Работа содержит 402 страницы

машинописного текста (в том число 73 таблицы, 1Й7 рисунков,список литературы из 253 наименований, приложение).

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность и практическая ценность работы, сформулированы цель и задачи исследования.

Фазовые превращения при охла;крении в углеродистых •и легированных сталях

Представлен аналитический обзор литературы по теории фазовых превращений в углеродистых сталях. Особое внимание обращено на актуальность разработки обобщенных (полных) диаграмм превращения аустенита. Высказано мнение о справедливости теории фазовых превращений, разработанной профессором А.С.Завьяловым, Отмечена важная особенность полной диаграммы А.С.Завьялова - связь с диаграммами кинетики изотермического превращения аустенита.

На основании анализа литературных источников и экспериментальных данных автора (изучение микроструктуры сталей перлитного класса после различных режимов термической обработки и микротвердости мартенсита) рассмотрен вопрос о перераспределении углерода в аустените и продуктах его превращения. Сделан вывод о важнейшей роли перераспределения углерода в процессах структуро-обраэования, которое может осуществляться перед фаэовымпревраще-нием, во время такового, а также в продуктах превращения аустенита, то есть после основного фазового перехода.

Изучено влияние легирующих элементов и углерода на фазовые превращения при охлаждении в сталях перлитного класса. С этой целью специально, выплавлены и исследованы три группы сталеГ;,отличающихся содержанием углерода: низкоуглеродистые (0.14 ... . 0,1Е$ С), среднеуглеродистые (0,36 ... 0,42% С), высокоуглеродистые (1,00 ... 1,22% С). В каждой группе первый сплав представлял собой углеродистую сталь без легирующих добавок. Остальные сплавы каждой группы были раздельно легированы кремнием,марганцем, хромом, никелем, вольфрамом, молибденом, ванадием, медыц кобальтом в количествах, соответствующих приблизительно максимальному содержанию этих элементов в конструкционных сталях. Хотя кобальт и не используется как легирующий элемент в конструкционных сталях перлитного класса, изучение |го влияния представляет интерес, как некарбидоэбразующего элемента, который в слу-

чае введения в небольших количествах, способствует сужению области аустенита.

Образцы из указанных сталей размером 1,5 х ¿0 х «¿5 мм после аустенитизации в расплаве соли ВаС1^ при температуре 1200°С ) ванадиевые для более полного растворения карбидов - при 1250°С) в течение 10 минут бистро переносились в изотермическую среду (¡\1а0И), •имеющую температуры от 725 до 375°С через каждые 25°С или в водный раствор КОН при температурах 350 ... 150°С через 50°С. Продолжи -тельность изотермической вцпержки варьировалась в диапазоне - от 2 с до 7 часов: 5, 10, ¿0, 30, 45, 60, УО с, 2, 3, 5, 10, 20, 30 мин., I, 2, 3,5, 7 ч. Образцы из углеродистых сталей кроме того были подвергнуты изотермической обработке при 525, 510, 4У0, 475, 460 и 450°С в течение 2, 3, 4, 5, 7, 10, 15, 20, 30 с. После изотермической выдержки все образцы ,рля фиксирования степени превращения аустенита охлаждались в 1СЙ-ном водном, растворе поваренной соли.

Путем исследования микроструктуры при. помощи оптического и электронного микроскопов были определены температурные интервалы образования перлита и псевдоэвтектоида,верхнего и нижнего бейнитд.

При изучении фазовых превращений углеродистых и, легирован -ных сталях автор убедился в существовании ниже критической точки А^ трех температурных уровней '1'2 , Т^ и 1'к, при переходе через которые существенно изменяются механизм и условия образования продуктов превращения аустенита. Это подтверждает справедливость теории фазовых превращений. А.С.Завьялова, не т.олько по отношению к углеродистым, но и к легированным сталям перлитного класса. Легирующие элементы вносят определенные коррективы в положение темпера -турных уровней Т2 и Тв, не оказывая заметного влияния на уровень •

Т .

к

Установлена определенная закономерность влияния легирующих элементов на фазовые превращения при охлаадении, в соответствии о которой все легирующие элементы следует разделить'на три группы:

- карбидообразующие, сужающие область аустенита;

- элементы, расширяющие область аустенита;

- некарбидообразующие, сужающие область аустенита.

На основании эксперименталоных данных и сведений из литера - I туры о влиянии легирующих элементов на содержание углерода в ов-тектои^е, критические точки и мартенситную точку построены схемы влияния углерода и легирующих элементов на процессы структура-

у

образования в сталях перлитного класса (рис.1). Таким образом, влияние легирующих элементов на фазовые превращения при охлаждении связано с их воздействием на критические точки Ад и Ар на температурные уровни и Тр, на положение точек Я и Е диаграммы "железо-цементит", и мартенситной точки.

В заключение следует отметить, что процессы структурообра-зования в сталях перлитного класса целесообразно рассматривать не только при помощи диаграмм кинетики изотермического превращения переохлажденного аустенита, как это делается в настоящее время, но и используя дополнительно полную диаграмму превращения аустенита, в также разработанные схемы влияния углерода и легирующих элементов на температурно-концентрационные области образования продуктов превращения аустенита.

Условия, механизм образования и природа продуктов превращения аустенита

Приводятся данные, которые существенным образом дополняет ранее сформировавшиеся представления об условиях, механизме образования и природе продуктов превращения аустенита.

Дня решения поставленной задачи были использованы те же стали и режимы термической обработки, что и при изучении влияния легирования на фазовые превращения. Лишь в отдельных случаях исследования проводили на промыпленных марках стали. Порядок изложения результатов исследования осуществлен по температурным интервалам структурообразовения. Рассмотрены межкритический, перлитный и промежуточный интервалы. Заключительные разделы главы посвящены изучении условий и механизма образования гарденита, механических свойств продуктов превращения аустенита, доказательству дискретности фазовых превращений.

Межкрйтический интервал. Изучалось ° влияние температуры аустенитизации на количество образующейся в определенных условиях выдержки альфа-фазы. Процессы образования в иежкритическом интервале температур альфа-фазы обычно рассматривают как равновесные. Количество ее рассчитывают с помощью диа граммы "железо-цементит" по правилу отрезков. Справедливость такого расчета не вызывает сомнений лишь при достаточно медленном охлаждении. В реальных же условиях термической обработки имеет место ускоренное охлаждение металла в рассматриваемой интервале температур. Количество образующейся при втом альфа-фазы будет

—- Содержание углерода

Рис.1. Схемы влияния углерода'и легирующих элементов на процессы структуросбраэования; а - кербидообразующих, сужающих область аустенита; б - элементов, расширяющих область аустс-

кг.та; в - некарбидообразугацих, сужающих область аустенита.

' оказывать влияние на механические свойства стали.

Влияние температуры аустенитизации изучали на образцах в виде полушайб диаметром 30 и толщиной 15 мм из стали 25 и 40. Ау-стенитизацию осуществляли в соляных ванных при температурах I200, 1000, 890°С в течение 20 мин., затем образцы переносили в другую соляную ванну, где выдерживали определенное время (I, 5, 10, 15, 20 мин., I, 3 ч)лри одной из температур межкритического интервала (780, 760 и 740°С). Степень превращения аустенита фиксировали резким охлаждением в 10%-ном водном растворе поваренной соли. Количество образовавшейся альфа-фазы определяли по микроструктуре планиметрическим методом.

Установлено, что количество альфа-фаэы, образующейся в межкритическом интервале температур, всегда' меньше расчетного и зависит от температуры аустенитизации, температуры и продолжительности изотермической выдержки (рис,2). При этом с повышением тем пературы аустенитизации количество альфа-фазы непременно увеличивается.

Образование альфа-фаэы в межкритическом интервале температур - обычный диффузионный процесс кристаллизации из твердого раствора, который по скорости протекания можно разделить на два этапа. На первом - происходит интенсивное зарождение и рост зародышей альфа-фазы по границам бывшего аустенитного зерна; на втором - скорость роста альфа-фаэы резко уменьшается.

Полученные в работе экспериментальные данные позволяют утверждать, что в реальных условиях термической обработки доэвтек тоидных сталей в альфа-фазу в межкритическом интервале температур может превратиться только определенная часть от теоретически возможной; причем эта часть существенно возрастает при увеличении перегрева и не превышает одной трети в случае нормального нагрева.

Перлитный интервал. При изучении структуро-обраэования в нерлитном интервале температур основное внимание уделено проверке научного понятия "черновит", количественному соотношению черновита и псевроэвтектоида в доэвтоктоидных статях, содержанию углерода в псевдоэвтектоиде и особенностям его строения.

Приоритет открытия пересыщенной углеродом альфа-фазы, образующейся в перлитном интервале температур, принадлежит профессору А.С.Завьялову. В честь основоположника научного мегаллове-

Температура изотермической. Выдержки, "С д - 780 © - 760 о - 740

Рис.id. Влияние температуры аустенитизации, температуры и продолжительности изотермической выдержки в межкритическом интервале на образование альфа-фазы. Сталь 25. а - температура аустенитизации 1200°С; б - 1000°С; в - 880°С.

.пения Дмитрия Константиновича Чернова эта альфа-фаза была названа черновитом. Вот уже более трех десятилетий черновит не получает признания металловедов.

В результате изучения микроструктуры образцов из ниэкоугле- . родистых и среднеуглеродистых сталей (составы и режимы термической обработки указаны в первой главе) при помощи оптического и электронного микроскопов (в том числе методом фольг), ре-нтгеноструктурного анализа, изучения микротвердости установлено, что ниже А2 непосредственно из аустенита образуется не равновесная, а пересыщенная углеродом альфа-фаза-черновит. Равновесный феррит является продуктом отпуска черновита.

Черновит внешне похож на равновесный феррит, однако отличается резко очерченными границами. Черновит образуется в виде односторонних и двухсторонних гребней, оболочки по границам бывшего аусгенитного зерна, а виде сросшихся пластин. Наиболее характерным для черновита является пластинчатое строение.

О лересыщенности черновита углеродом свидетельствуют следующие экспериментальные данные:

1. В процессе изотермической выдержки или при отпуске первоначальные резкие очертания пластин черновита утрачиваются вследствие выделения карб^ов. При исследовании строения черновита с использованием метода фольг (сталь 15) обнаруживается сильно развитая .дислокационная структура без заметного выделения карбидов; в процессе изотермической выдержки (при температуре образования черновита) на дислокациях происходит выделение карбидов. Для выделяющихся карбидов характерна глобулярная форма, что позволяет сравнивать процессы распада черновита при температурах перлитного интервала с высоким отпуском мартенсита.

2. В процессе изотермической выдержки происходит уменьшение ширины линии {211} .характеризующей иекаженность кристаллической решетки альфа-фазы, и приближение ее при этом к значениям для эталонного образца (табл.1).

3. В процессе изотермической выдержки микротвердость альфа-, фазы снижается, приближаясь к постоянной величине. '' Легирующие элементы способствуют повышению прочности черновита и замедляют его распад (рис.3). Таким образом, справедливость научного понятия "черновит" следует считать доказанной.

Доказательство пересыщенности углеродом образующейся непосредственно из аустенита в перлитном интервале температур

Рис.3. Зависимость микротвердости альфа-фазы от температуры и продолжительности изотермического превращения переохлажденного аустенита

а - сталь 15$ б - I5C2;, в. 15Н4;; г, - I5B2; д - 131; е - 15Ф. Температура изотериической выдержк*,0С

О- 725. 700 Д- 675 4. - 650 о - 625 ш - 6С0 ф - 575

Таблица I

Результаты рентгеноструктурного анализа

Ширина линий -(211} альфа-фазы в зависимости Сталь от продолжительности изотермической вцпержки.с

10 20 60 1800 3600 7200

7,4 6,8 6,7 6,5 6,05 5,75 8,5' 7,9 . 7,65 6,6 6,0 5,55

- 5,15

альфа-фазы является последним звеном в цепи доказательств того, что ниже А| образование равновесных продуктов превращения аус-тенита осуществляется только через неравновесные.

Принципиально важным является установленный факт, что количество образующегося в стали черновита зависит не только, от температуры фазового перехода, как это считалось ранее, но и от содержания в ней углерода. Так, в углеродистых сталях с содержанием углерода менее 0,23$ (точка 2 на рис.1) с понижением температура фазового превращения количество черновита увеличивается; в сталях с большим содержанием углерода, наоборот, уменьшается. Таким образом, переход через концентрацию углерода, соответствующую точке 2 полной диаграммы превращения аус-тенита, вносит существенные изменения в характер фазовых превращений. В сталях первого типа можно получить структуру, состоящую из одного черновита; в сталях второго типа - только из псевдоэвтектоида. К тому же стали второго типа могут быть прокалены на мартенсит; первого - нет.

В связи с тем, что четкое деление сталей на низкоуглеродистые и среднеуглеродистые отсутствует, предлагается границу чеящу ними провести по указанному выше принципу и стали первого типа считать низкоуглеродистыми; второго - среднеуглеродис-ткми.

Общепринято, что содержание углерода в псевдоэвтектоиде является неопределенным и колеблется в широком интервале концентраций между продолженными в область субкритических температур линиями (г5 и е5 равновесной диаграммы "железо-цементит".

32

32В2

Армко-железо

Такая трактовка эвтектоидного превращения не отвечает действительному положению. Прежде всего искусственное продолжение линии лишено основания, так как она показывает равновесную температуру сосуществования гамма и альфа - модификаций железа. Поэтому с увеличением скорости охлаждения температура фазового перехода может только снижаться. Растворимость углерода в аус-тените с понижением температуры может только снижаться. Следовательно, эвтектоидная кристаллизация с увеличением степени пе-рехо.лаждения аустенита должна происходить при понижении содержания углерода, а не при повышенном, как это обычно допускается.

Результаты металлографического анализа, проводившегося при помощи оптического и электронного микроскопов, свидетельствуют о том, что с понижением температуры образуется псевдоьвтектоид все более бедный углеродом. В высокоуглеродистых и среднеугле-родистых сталях ниже линии 5Н эвтектоидному превращению предшествует выделение избыточного углерода в виде карбидов. Карбиды вьщеляются по границам бывшего аустенитного зерна и внутри него в виде пластин. Принципиально важным является экспериментально установленный в настоящей работе факт выделения избыточных карбидов по границам субзерен. Это служит дополнительным доказательством того, что содержание углерода в псевдозвтектои-де не может колебаться в широких пределах, а является вполне определенным для конкретной температуры фазового превращения. Вообще полиморфные превращения могут начаться и протекать лишь при определенных температурно-концентрационных условиях, а общепринятое допущение, исключающее это правило в отношении эв-тектоидной кристаллизации, является ошибочным.

В среднеуглеродистых сталях наблюдается изменение направленности диффузионного перераспределения углерода перед превращением. переоз.лажденного аустанита. В" области выше линии 52 полной диаграммы (рис.1) оно осуществляется от границ зерен аустенита внутрь: в области ниже 5Е - к границам зерен. Изменение направленности диффузионного перераспределения углерода осуществляется в соответствии с закономерностями дораспадного перераспределения элементов и связано с изменением его растворимости в аустените.

Промежуточный интервал. По вопросу образования бейкитных структур определенной ясности нет. Для иэу-

чения условий, механизма образования и природы бейнитных структур использовались образцы из сталей, составы и режимы термической обработки которых указаны в первой главе. Исследюва-ние проводили на оптическом и электронном микроскопах (в том числе методом фольг и при посредстве растрового микроскопа).

Установлено, что верхний бейнит имеет две основные разновидности - низкоуглеродистую и высокоуглеродистую. Низкоуглеродистый верхний бейнит представляет собой колонии пластин черновита или продуктов его отпуска, мевду которыми располагаются мелкие (обычно в виде полосок) участки гарденита. Если фазовый переход завершается в перлитном интервале температур, то вместо гарденита образуется псевдоэвтектоид.

Образование ниэкоуглеродистого верхнего бейнита инициируется альфа-фазой. Механизм его образования складывается из роста возникших у границ зерен зародышей черновита в виде параллельных пластин. Пластины черновита растут.не только вглубь зерна, но И утолщаются. Происходит их срастание. Часть избыточного углерода вытесняется в объемы аустенита между растущими пластинами. Эти обогащенные углеродом объемы аустенита при охлаждении превращаются в гарденит. В процессе изотермической выдержки черновит испытывает отпуск, в результате чего внутри его пластин на дислокациях или по границам кристаллитов выделяются карбиды.

В углеродистых сталях образование низкоуглеродистого верхнего бейнита происходит в интервале температур 550 ... 450°С при содержании углерода не более 0,1%.

Высокоуглеродистый верхний бейнит образуется в указанном выше интервале температур при содержании углерода свыше 0,5... 0,4%. С повышением содержания углерода интервал образования высокоуглеродистого верхнего бейнита сокращается до 500 ... 450°С. '

Высокоуглеродистый верхний бейнит по своему строению существенно отличается от ниэкоуглеродистого. Этот бейнит обычно имеет перистую форму. Иглы высокоуглеродистого верхнего бейнита состоят из большого количества мелких структурных образований - микрофрагментов. Каждый микрофрагмент представляет собой высокодисперсную смесь альфа-фазы и карбцггсв, что подтверждается электронномикроскопическим изучением фольг.

Возникновение и рост игл высокоуглеродистого верхнего бейнита осуществляется в результате протекания следующих один за

другим процессов выделения карбидов и превращения обедненного углеродом аустенита в альфа-фазу. Между иглами и микрофрагыен-тами высокоуглеродистого верхнего бенйита нередко имеются прослойки гарденита, в который превратился аустенит, сохранившийся ' при температуре образования этих игл.

В сталях, легированных карбпрообразующими элементами, впервые установлены три разновидности в'ысокоуглеродистого верхнего бейнита - перистая, дендритовидная, гребневидная.

На строение высокоуглеродистого верхнего бейнита существенное, если не решающее, влияние оказывают процессы зарождения, растворения и роста карбидной фазы, что связано с диффузионной подвижностью атомов карбидообразуших элементов, их сродством с углеродом в определенных температурно-концентрационных условиях.

Диаграмма кинетики изотермического превращения переохлажденного аустенита для сталей, легированных карбцпообразуюшими элементами, обычно разделяется на две самостоятельные области. В высокотемпературной области примерно до минимума устойчивости образуется псевдоэвтектоид. При этом специальные карбиды или карбиды цементитного типа существенно обогащены карбидообрааую-шими элементами. Ниже минимума устойчивости аустенита, кроме псевдоэвтектоида, происходит образование верхнего бейнита. Специальные карбиды уже не образуются. Легированный цементит кристаллизуется в виде прерывистого карбидного, скелета, составляющего основу перистого высокоуглеродистого верхнего бейнита. Замедление диффузионной подвижности карбидообразующих легирующих элементов с понижением температуры переохлажденного аустенита обусловливает увеличение инкубационного периода.

Вблизи максимальной устойчивости переохлажденного аустенита еще ведущую роль в образовании карбидов сохраняют карбидо-образующие легирующие элементы. Распад аустенита в этих условиях начинается с образования дендритовидного верхнего бейнита, отличающегося тонким карбидным каркадом и, как следствие, неустойчивым к растворению состодни^м. Карбиды, входящие в состав дендритовидного верхнего бейнита, представляют собой слабо легированный цементит. Именно в этих температурных условиях с увеличением продолжительности изотермической выдержки происходит растворение дендритовидного верхнего бейнита ц образование гребневидного с характерной пластинчатой структурой. Ведущая

роль в образовании этой структуры принадлежит нелегированному цементиту. Карбидная основа гребневидного верхнего бейнита грубее, чем дендритовидного.

Благодаря высокой диффузионной подвижности углерода при температурах второй ступени создаются условия для интенсивного образования зародышей цементита, следствием чего является сокращение инкубационного периода и увеличение скорости фазового превращения.

Общепринято, что нижний бейнит имеет игольчатое строение весьма сходное со строением мартенсита. О механизме образования нижнего бейнита единого мнения нет. Одни считают, что нижний бейнит является продуктом отпуска мартенсита; другие, что нижний бейнит образуется посредством распада аустенита на феррито-кар-бидную смесь.

Область образования нижнего бейнита занимает интервал между

температурными уровнями Т_ и Т .

р к

а результате исследования строения нижнего бейнита установлено, что имеются две его разновидности: низкоуглеродистый и высокоуглеродистый. Низкоуглеродистый нижний бейнит образуется ниже мартенситной точки и является продуктом отпуска мартенсита. Высокоуглеродистый нижний бейнит образуется при температурах Выше мартенситной точки.

Установлено, что пластины высокоуглеродистого нижнего бейнита не являются сплошными образованиями, а состоят из микрофрагментов пластинчатой формы. Высокоуглеродистый нижний бейнит образуется в результате диффузионного перераспределения в аус-тените углерода. При этом происходит образование ориентированных микрофрагментов, состоящих из смеси карбидов и пересыщенной углеродом альфаЦэазы. Пластины нижнего бейнита представляют собой конгломерат микрофрагментов, разделенных прослойками гарде-нита.

-Условия и механизм образования гарденита. Обычно о гаипените говорят как о '"белых полях", как о "бесструктурном мартенсите". Многие полагают, что гарденит как и мартенсит, имеет игольчатое (пластинчатое) строение, наблюдать которое не удается лишь вследствие недостаточной разрешающей способности микроскопов. Считалось, что образование гарденита происходит в сталях, нагретых под закалку до температур, лишь несколько превышающих критическую точку

А , когда аустенит обладает существенной концентрационной не-°1 „га-

гО

однородностью по углероду.

Для изучения условий и механизма образования гарденита, кроме сталей, указанных в первой главе, были дополнительно использованы углеродистые стали 20, 50, У12, У14.

Строение гарденита путем изучения реплик на электронном микроскопе, расшифровать не удалось. Изучение гарденита методом фольг показало, что он не имеет четко выраженного игольчатого строения. Установлено, что гарденит представляет собой смесь мартенсита, дисперсных карбидов и аустенита.

Условия образования гадпенита связаны с режимом аустенити-зации, способом охлаждения и степенью превращения аустенита.Тац о повышением температуры нагрева под закалку в межкритическом интервале и увеличением его длительности количество гарденита существенно уменьшается.

Известно, если сталь нагревать под закалку до температур выше Ас или Аст , то после охлаждения ее со скоростью выше критической получается мартенсит игольчатый. Повышение температуры нагрева способствует укрупнению игл. В случае, если после аус-тенитиэации при охлаждении осуществляется изотермическая вцпер-жка в межкритическом, перлитном, или бейнитном интервалах температур продолжительностью меньше инкубационного периода, то при последующем быстром охлаждении, также образуется игольчатый мартенсит. То же наблюдаетбя и в случае выдержки, по продолжительности не сильно превосходящей инкубационный период, когда количество продуктов превращения, аустенита незначительно. При увеличении продолжительности изотермической выдержки сохранившийся аустенит при последующем быстром охлаждении превращается частично или полностью в гарденит.

Таким образом, образование гадпенита происходит не только при неполной закалке после незначительного перегрева над Ас , как это считалось ранее, но и после аустенитизации при любья температурах выше Ас^, А^, Аст , если имеет место определенная степень превращения аустенита в межкритическом или субкритическом интервалах температур, и, как следствие, существенная концентрационная неоднородность его по углероду.

О свойствах гарденита судили по его микротвердости. Ыикро-твердость гарденита, как и следовало ожидать, несколько выше, чем мартенсита.

На основании изложенного можно сделать вывод, что гарденит

является одним из продуктов превращения аустенита, отличаясь от других продуктов условиями образования, микростроением и фазовым составом.

Механические свойства продуктов превращения аустенита. Изучение механических свойств (НРС, 6в , 3 , Ч* ,КСи) продуктов превращения аустенита производилось на микрообразцах из стали 20 , 40 и УЮ. Термическая обработка состояла из аустенитизации в расплаве соли при температурах соответственно 910, 830 и 780°С. Изотермическая вцпержка осуществлялась в расплавленных средах при температурах образования псевдоэвтектоида (650, 600, 550°С), верхнего бейнита (525, 500, 475°С), нижнего бейнита (450, 400, 350°С) продолжительностью, обеспечивающей завершение превращения переохлажденного аустенита.

Полученные результаты свидетельствуют об определенном ухудшении механических свойств в интервале образования верхнего бейнита.

0 дискретном пульсирующем характере фазовых превращений. Установлено, что процесс образования продуктов превращения аустенита является дискретным, пульсирующим. Для доказательства этого утверждения следует обратиться к их строению. Иглы высокоуглеродистого верхнего бейнита состоят из микрофрагментов. Из микрофрагментов состоят и пластины нижнего бейнита.

Такое строение продуктов превращения аустенита свидетельствует о прерывистом, пульсирующем характере фазовых превращений, слагающихся из многочисленных следующих один за другим циклов.В результате какого цикла образуется очередной микрофрагмент.

В отличие от бейнита, пластины мартенсита монолитны. Следовательно, процесс образования кавдой пластины мартенсита непрерывен. Но все же мартенситное превращение также дискретной,пуль-. сирующее. Образование каждой мартенситной пластины - это очередной цикл процесса мартенситного превращения. Различие в образовании пластин мартенсита и бейнита заключается в том, что пластины мартенсита сразу принимают окончательные размеры, а бейнита, растут за счет образования новых микрофрагментов. Процесс роста колоний перлита также дискретный;

Вообще во всех сплавах процессы превращения одних фаз в другие, сопровождающиеся поглощением или выделением тепла или

изменение концентрации примесей, могут быть только дискретными, пульсирующими, слагающимися иа следующих один за другим циклов.

Это объясняется тем, что в месте образования кристалла новой фазы происходит изменение температуры или состава исходной фазы, которое вызывает отклонение.от термодинамических условий, необходимых для роста возникшей фазы. При этом, вследствие выделения тепла, температура тончайших зон исходной фазы, прилегающих к возникшему зародышу, повыпается, в результате чего на короткое время прекращается его рост. Зародыш начинает снова расти при снижении температуры до такой, при которой возможно данное превращение.

Если образуется зародыш новой фазы более богатой легирующими элементами по сравнению с исходной фазой, то вследствие обеднения легирующими элементами зон, примыкающих к зародышу, последний перестает расти. Рост его возобновляется только после обогащения легирующими элементами -указанных зон исходной фазы.

Процессы карбидообразования в сталях перлитного класса

Процессы выделения карбидов из аустенита и растворения их при определенных условиях кристаллизации оказывают существенное, если не решающее, влияние на структурообразование в сталях перлитного класса. Представляло интерес сопоставить процессы образования и обособления карбидов из мартенсита и аустенита при одинаковых температурах отпуска и изотермического превращения, а также проверить справедливость существующих точек зрения по влиянию легирующих элементов на процессы карбидообразования в перлитном интервале температур.

Прежде всего, изучалось влияние продолжительности изотермической вцпержки переохлажденного аустенита при температурах перлитного (650°С) и промежуточного (350°С) интервалов на структуру, состав и количество карбидов, образующихся в средне-углеродистых и высокоуглеродистых сталях, раздельно легированных хромом, вольфрамом, молибденом, ванадием (стали 36X3,32В2, ЗШ, 31Ф, ШХЗ, 99В2, 9Ш, 104Ф). Выбор температур был продиктован желанием сравнить процессы карбщвообразования при изотермическом превращении переохлажденного аустенита с процессами при отпуске мартенсита подобных сталей (стали 45X3, 52В2, 44М, 49Ф) по литературным данным. Термическая обработка осушествля-

лась в заготовках размером х 16 х 65 мм и состояла в аусте-нитизации при П50°С, 30 мин, изотермической выдержке при указанных выше температурах продолжительностью I или 10 ч. Из заготовок были выточены образцы диаметром 10 и длиной 50 мм. Для предотвращения отпуска при механической обработке.образцы обильно поливались эмульсией. Снятие значительного слоя металла при механической обработке полностью исключило влияние обезуглероживания. Образцы подвергались анодному растворению, а выделенные карбидные порошки химическому и рентгеноструктурному анализу.

Для получения более четкой картины процессов карбидообразо-аания в перлитном интервале температур по методике, изложенной выше, были исследованы карб^ные остатки, вцпеленные из сталей 38ХМ, 40ХФ, 40В2 после изотермического превращения аустенита в течение 5 мин, I и 10 ч при температурах 650, 575 и 500°С.

С целью уточнения механизма перераспределения легирующих элементов перед фазовыми превращениями и для суждения об отклонении содержания карбидообразующих элементов в различных зонах аустенита от среднего содержания их в стали было проведено изучение распределения ванадия в продуктах превращения аустенита на рентгеновском микроанализаторе ¿СХА-5А. Исследование проводили на сталях 40$ и 104$. Образцы размером .1,5 х 20 х 25 мм после аустенитизации в расплаве соли ВаС^ при 1250°С в течение 10 мин быстро переносили в изотермическую среду с температурами: перлитного интервала -675°С; образования верхнего бейшта - 550 или 525°С; нижнего бейнита - 375 или 350°С. После изотермической выдержки, обеспечивавшей неполное превращение аустенита,образцы охлаждали в 10%-ном водном растворе поваренной соли. После этого изготавливали микрошлифы, изучали микроструктуру и выбирали место для исследования. Участок, подлежащий микрорентге-носпектральному анализу, отмечали отпечатками на микротвердо-иере ШТ-3. Выбор направления исследования производился с таким расчетом, чтобы на изучаемом участке присутствовали различные структурные составляющие: для перлитного интервала - мартенсит, псевдоэвтектоктоид (для стали 40$ - еще и альфа-фаза); для промежуточной области - мартенсит и верхний бейнит или мартенсит и нижний бейнит.

Результаты исследования распределения ванадия в продуктах превращения аустенита свидетельствуют о практическом отсутствии

перераспределения ванадия в аустениге перед фазовым превращением. Некоторое перераспределение ванадия отмечается лишь в стали 40Ф и только в перлитном интервале температур. Разница в содержании ванадия составляет около 0,3 ... 0,4%. При этом в псевдо-эвтектоиде ванадия содержалось больше, чем в мартенсите.

Таким образом, полученные результаты подтверждают существующую точку зрения о диффузионном перераспределении карбидообразующих легирующих элементов перед фазовым превращением в.. / перлитном интервале температур. Однако, необходимость перераспределения карбидообразующих легирующих элементов зависит от содержания в стали углерода. В тех случаях, когда имеется возможность быстрого локального скопления атомов углерода, необходимого для образования карбидов, заметного перераспределения карбидообразующих элементов, вследствие их значительно более низкой диффузионной подвижности по сравнению с углеродом, не происходит. Именно поэтому в высокоуглеродистых сталях перед фазовым превращением не должно наблюдаться перераспределения карбидообразующих элементов.

Совместное изучение кинетики изотермического превращения переохлажденного аустенита и процессов карбидообразования дает основание сделать заключение, что процессы карбидообразования выше промежуточного максимума устойчивости аустенита и ниже его существенно отличаются друг от друга. Поэтому при рассмотрении процессов карбидообразования субкритический интервал температур следует разделить на два самостоятельных интервала: верхний (вы ше промежуточного максимума устойчивости аустенита) и нижний.

Верхний интервал отличается большей легированностью карбидов и возможностью образования специальных карбидов при достижении определенной концентрации карбидообразующих элементов. С понижением температуры в пределах этого интервала содержание карбидообразующих элементов в карбидах снижается. В нижнем интервале вследствие низкой диффузионной подвижности легирующих элементов специальные карбиды не образуются.

В сталях перлитного класса, отличающихся невысоким содержанием легирующих элементов, первоначально из аустенита образуются, как правило, карбиды цементитного типа. Цементит может растворять другие, кроме железа, элементы. Поэтому в легированных сталях карбиды цементитного типа являются не простыми, а сложными.

Состав карбидной фазы не является стабильным; он изменяется 1 - в процессе изотермической выдержки- Количество карбидообразую-щих элементов в карбидах и их доля в процессах карбидообразова-ния возрастает. При этом происходит снижение содержания в составе карбидов самого сильного карбидообразующего элемента и повышение содержания в них менее сильных карбидообразующих элементов.

В процессе изотермической выдержки может произойти "перестройка" кристаллической решетки карбидов цементитного типа в решетку специального карбида. Следует полагать, что эта "перестройка" не что иное, как растворение карбидов цементитного типа, зарождение, обособление и рост частиц специальных карбидов.

С повьшением содержания углерода в стали количество карбидов существенно увеличивается, а содержание карбцпообраэующих элементов в них заметно снижается. При этом повышается доля карбидообразующих элементов, участвующих в процессах карбидообразо-вания. Вследствие того, что в высокоуглеродистых сталях сразу образуется большое количество зародышей карбидов и отпадает необходимость диффузии карбидообразующих элементов на большие рас- | стояния, в карбидах не может скопиться необходимого количества атомов карбидообразующих элементов для перестройки кристалличес- ; кой решетки в специальные карбиды. Этим объясняется большая вероятность образования специальных карбидов при прочих равных условиях в сталях с меньшим содержанием углерода.

Все сказанное свидетельствует о ведущей роли углерода в процессах карбидообразования. Роль карбидообразующих легирующих элеиентов в основном сводится к задержке миграции атомов углерода к местам дефектов кристаллической решетки, где становится возможным образование карбидов,

. В процессах карбидообразования при изотермическом превращении аустенита и отпуске мартенсита, если не считать формы и размеров образующихся карбидов, принципиального различия нет.

Экспериментальные данные,'приведенные в предыдущей и настоящей главе, позволяют считать, что процессы образования и растворения карбидов при превращении переохлажденного аустенита тесно связаны с механизмом и кинетикой образования ряда продуктов его превращения. Например, при образовании высокоуглеродистого верхнего бейнита главную роль играют сложные карбиды цементитного типа. Чем' более они легированы, тем массивнее их об-. разоаания, тем большей устойчивостью к растворению в аустените

они обладают.

Процессы структурообразования и их влияние на

прочность, надежность и долговечность изделий из сталей перлитного класса

Приведен обобщенный экспериментальный материал автора и других исследователей по влиянию способов формирования структуры и необходимых эксплуатационных свойств стали на надежность и дол- ■ говечность изделий.

Термическое упрочнение деформи-» рованной низкоуглеродистой стали. Рассмотрены теоретические аспекты термического упрочнения низкоуглеродистых сталей. Приведены экспериментальные данные по изучению влияния структурного состояния и степени механического наклепа на механические свойства и склонность к хрупкому разрушению стали марок 10ХПЗД, 10Г2С1Д, 15ХСВД, 14ХГС, 19Г, БСтЗсп, БСтЗкп.

Установлено, что при одинаковой прочности ударная вязкость термически упрочненной (обработанной на чернонит) стали значительно превосходит вязкость стали после механического упрочнения. Степень охрупчивания механически упрочненной стали зависит от ее структурного состояния. Наибольшее охрупчивание наблюдается у горячекатаной стали, наименьшее - у термически упрочненной. В связи с этим термическое упрочнение.может использоваться не только как метод повышения прочности, но и как средство уменьшения степени охрупчивания в процессе механического наклепа.

Оценка склонности стали с различным структурным состоянием к хрупкому разрушению производилась путем определения статической и динамической вязкости при различных температурах испытания, записи диаграмм динамического и статического изгиба,определения критических температур хрупкости, изучения строения изломов (в том числе с использованием растрового электронного микрос копа Р5 ЕМ-500).

На основании полученных экспериментальных данных сделан вывод о том, что термическое упрочнение уменьшает склонность стали к хрупкому разрушению по сравнению с горяче катаным или нормализованным состоянием, а также склонность к хрупкости,приобретаемой в результате механического наклепа. Ниэкоуглеродис-тые стали рассмотренных марок, особенно ЮХГСНД и 10Г2С1Д, в

горячекатаной и нормализованной состояниях меньше склонны к хрупкому разрушении по сравнению с низкоуглеродистой сталью. Тер- ! мическое упрочнение низкоуглеродистой спокойной стали снижает ' склонность ее к хрупкому разрушению до уровня низколегированной.

В литературе нет данных по сравнению эффективности различных способов термического упрочнения. Решение этой задачи было осуществлено на стали БСтЗсп (0,20% С). Заготовки размером '25 х 25 х 600 ии термически обрабатывались по режимам, указанным в табл.2. Деформирование (ковка) производилось с заготовок размером 50 х 50 х 150 мм. Об эффективности способов термического упрочнения судили но показателям прочности и пластичности (табл 2), а также хладостойкости (ударная вязкость и доля вязкой волокнистой составляющей при комнатной и отрицательной температурах).

Таблица 2

Влияние условий термической обработки на механические свойства стали БСтЗсп

» Режим термической обработки 6в 60,г <5" Ч>

МПа %

I После горячей прокатки 445 • 260 32,5 66,5

г 900°С 15 мин, воздух 435 242 32,0 65,0

3 900°С 15 мин, 450°С 3 мин,вода 532 363 23,5 67,0

4 900°С 15 мин, вода 960 730 12,7 55,9

5 900°С 15 мин, вода; 650°С 30 мин, вода 742 618 21,1 75,3

6 Окончание деформации 640 С,вода 1116 882 10,0 39,9

.7 То же + отпуск 650 С 30 мин, " 690 542 21 „4 73,6

Полученные экспериментальные данные свидетельствуют о том, что все опробованные варианты термической обработки способствуют повышению прочности по сравнению с горячекатаным и нормализованным состоянием. Однако, упрочнение путем резкого охлаждения не обеспечивает достаточного уровня пластичности.

Сталь БСтЗсп в горячекатаном состоянии не обеспечивает надлежащей хладостойкости. Повышения хладостойкости можно добиться путем нормализации; еще большего г путем изотермической обработки на черновит; самые высокие показатели достигаются в

случае закалки с деформационного или специального нагрева и кратковременного отпуска. Достоинством изотермического варианта термического упрочнения является отсутствие необходимости отпуска.

Термическое упрощение литой стали. Приведен анализ литературных данных, из которого следует, что упрочняющая термическая обработка "успешно применяется лишь для среднеуглеродистых литых сталей, а низкоугле- ■ родистые упрочняющей обработке не подвергаются.

На примере стали 20Д показано, что низкоуглеродистые литые стали могут подвергаться термическому упрочнению, но на результаты этой обработки существенное влияние оказывает предшествующее структурное состояние.

Для создания благоприятной предварительной структуры низкоуглеродистую литую сталь следует подвергать отжигу или нормализации. Последующая обработка на черновит (900°С - 450°С 5 мин. вода) обеспечивает повыпение предела прочности на 20 ... 25$, предела текучести на 30 ... 40относительного сужения на 20 ... 40%, ударной вязкости примерно в два раза.

Условия и механизм образования виднанштеттовой структуры. Исследования проводили на сталях, указанных в главе первой.. Кроме того,были использованы стали с содержанием углерода 0,13; 0,18; 0,20; 0,21; 0,23: 0,24; 0,25; 0,27; 0,30; 0,31; 0,34; 0,35; 0,42; 0,48; 0,60; 0,71; 0,72; 0,82; 1,12; 1,23; 1,37% без легирующих элементов. Применялись образцы различных размеров: 10 х 15 х 20 мм; шайбы диаметром 30 мм, толщиной 4, 8 и 15 мм; полушайбы Диаметром 30 мм, толщиной 15 мм; пластины размером 1,5 х 20 х 25 мми1,0х15х25мм. Образцы подвергались аустенитизации при температурах 1280, 1200, 1150, 1000, 920 и 680°С. Продолжительность вцпержки составляла 10, 20, 40, 60, 180 мин. После аустенитизации образцы переносили в муфельную печь, расплав соли, олова или шелочи, имеющих одну из заданных температур межкритического или субкритического интервалов, и после вцпержки определенной длительности (в интервале от 2 с до 10 ч) фиксировали степень превращения аустенита путем охлаждения в 10%-ном водно," растворе поваренной соли. В ряде случаев производил» охлаждение на воздухе, в масле, с печьв.

Установлено, что образование видмвнштеттсвой структуры в

доэвтектоидных сталях происходит в температурно-концентрацион-- ной области полной диаграммы превращения аустенита (рис.

4). В случае ускоренного охлаждения в перлитном интервале температур не весь аустенит успевает претерпеть превращение, и видмаштеттова структура может быть образована черновитом, окруженным не только псевдоэвтектоидом, но и другими продуктами превращения аустенита, например, гарденитои.

Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что образование аидканштеттовой структуры может происходить не только в условиях непрерывного охлаждения, как это обычно считается, но и при изотермическом превращении аустенита.

Для образования видманштеттовой структуры в зазвтектоидных сталях необходимо, чтобы содержание углерода существенно превосходило эвтектоидное.

Установлено влияние легирующих элементов на образование видманштеттовой структуры. Оно связано с уменьшением под их воздействием содержания углерода в эвтектоиде, изменением критической точки А^ и температурного уровня Т2

Закалка деталей с минимальным короблением. На примере стали 40Х изучалось влияние геометрии деталей на их коробление при термической обработке. Цилиндрические образцы диаметром 5 мм, длиной 50 мм; трубчатые диаметром 15 т (отверстие диаметром 5 мм), длиной 100 мм; пластинчатые сечением 5 х 5, 5 х ДО, 5 х 15 ми, длиной 100 мм; кольца наружным диаметром 50 им, толщиной 3 или 6 ми с отверстием диаметром 15 , 25, 35 ми по.сле аустенитизации при 850°С в тече-■ ние 15 мин подвергались закалке в масле, в 10%-ном водном растворе поваренной соли или изотермической обработке с выдержкой 30 мин в расплавах с температурой 700, 600, 500, 400, 300, 200°С, охлаждение на воздухе. Изучение коробления образцов производилось штангенрейсыасом с индикаторной головкой (цена деле. ния 0,01 мм).

Результаты экспериментов свидетельствуют о том, что величина коробления существенным образом зависит от формы образца. Наибольший короблением отличаются образцы квадратного сечения. Как и следовало ожидать, максимальное коробление происходило при закалке в воде и масле. Было установлено, что существенного снижения короблерия можно достигнуть путем изотермической аакалки в горячей среде с температурой 200°С.

Содержание углерода,%

Рча.4. Схсматическор изображение образования вцпмаштеттовой структуры в доэвтектои,пнкх сталях

а, б - альфа-фаэа по границам аустенитного зерна в межкритическом интервале температур;

в - е - расположение альфа-фаэы в перлитном интервале температур.

Для того, чтобы убедиться в том, что найденная температура 'является оптимальной, был проведен дополнительный эксперимент на образцах размером 5 х 5 х 100 мм, у которых в предыдущих опытах наблкщалось наибольшее коробление. Исследуемые образцы после ау-стенитизации при Ö40°C переносили в изотермическую, среду с температурой 400, 350, 300, 250, 200, 150, 100 или 50°С, выдерживали 30 мин и охлаждали на воздухе. Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что снижение температуры изотермической выдержки от 200 до 150°С позволяет несколько уменьшить коробление, однако изотермическая закалка при более низких температурах приводит к значительному его росту. Таким образом, минимальные коробления обеспечиваются при изотермической закалке в интервале температур 150 ... 200°С.

Структурное состояние стали и склонность ее к хрупкому разрушен ию. Горячекатаная легированная конструкционная сталь марок 35Х2ША и 15Х2ШФА после предварительной термической обработки (закалка и отпуск при 650°С) была подвергнута различным режимам термической обработки: I - на феррито-перлитную структуру: аустенитизации при А + 40 ... 70°С (для стали 35Х2ША - 840°С, для 15Х2Ш5А -В80°С; температура аустенитизации для всех последующих режимов была аналогичной; при аустенитизации растворялось около 70$ карбидов и получалось зерно аустенита 7...9 номера), перенос в соляную ванну с температурой 650°С, выдержка до полного превращения аустенита, охлаждение на воздухе; 2 - термическое улучшение: закалка на мартенсит, отпуск при 650 С, охлаждение в воде; 3 - изотермическая закалка в селитре при 475...500°С на верхний бейнит; 4 - то же, что 3 плюс отпуск при 650°С, охлаждение в воде; 5 -изотермическая закалка в щелочи при 375°С на нижний бейнит; б -то же, что 5 плюс отпуск при 650°С, охлаждение в воде; 6а - то же, что 6, но закалка на нижний бейнит при 320°С (на Ю°С выше Мн; режим был дан только для стали 35Х2ША); 7 - закалка плюс отпуск при 200°С (35Х2НМА) и при I75°C (15Х2НМФА).

'При закалке на верхний и нижний бейнит по режимам 3, 4, 5 • и ó 40. .-.60% аустенита оставалось не превратившимся. Подавляющая часть этого остаточного aycTeiWi » при последующем охлаждении пре вращалась в мартенсит. Продолжительность отпуска по режимам 2, 4, 6, 6а устанавливаюсь по образцам -."свидетелям" для получения такой же твердости, какая получена по режиму 1.

В табл.3 в вире примера приведены результаты; получешме на стали марки 35Х2НМА. Экспериментальные данные иллюстрируют исключительно сильное влияние структурного состояния стали на ее работоспособность. По хладостойкости (работоспособности, надежности) исследуемые режимы термической обработки располагаются в следующей нисходящей последовательности: 2 - термическое улучшение (он резко вьщеляется среди всех режимов'по своему положительному влиянию); далее идут режимы 6а, 6 и 4; затем, резко - ■ снижая работоспособность,режимы V и I и, наконец, режимы 3 И 5.

Приведенные данные свидетельствуют о том, что по обычно оп-' ределяемым при комнатной температуре механическим свойствам режимы 2, 4, б и ба не различаются между собой, что вероятно, и обусловило возможность ориентации на так называемую полумартен-ситную прокаливаемость, когда за глубину закалки принимается слой, в котором имеется 50% мартенсита и 50$ бейнита и других продуктов превращения аустенита. Но свойства, характеризующие работоспособность (пороги хрупкости Т0, Тн, ТХр, К^) свидетельствуют, что продукты распада аустенита в перлитном, верхне - и нижнебейнитном интервалах температур (режимы 1, 3, 5) оказывают отрицательное влияние на работоспособность. Оно не устраняется полностью даже последующим высоким отпуском: сталь, обработанная по редисам 4 и 6, по работоспособности существенно уступает стали, обработанной по режиму 2. Следовательно, если допускается полумартенситная прокаливаемость изделий из конструкционной стали, то этим сильно снижается работоспособность (конструктивная прочность) данных изделий.

На примере стали 40ХС изучена возможность повышения хладостойкости путем микролегирования церием. Показано, что микролегирование церием оказывает влияние на размер и характер распределения неметаллических включений. Сталь 40ХС с содержанием церия 0,03^ имеет более однородную по неметаллическим включениям структуру. Установлено, что микролегироаание стали 40ХС церием в пределах 0,01...0,03$ позволяет надежно эксплуатировать ее при температурах до -20...-40°С.

Внедрение и технико-экономическая эффективность

Одновременно с исследованием закономерностей процессов ст-руктурообрнзовашя проводилось изучение технологии изготовления ряда деталей на некоторых промышленных предприятиях. При этом

■Таблица 3

Влияние режима термической обработки на характеристики работоспособности (конструктивной прочности) стали марки 35Х2ША

Режим. термической обработки

Механические свойства при 4-20°С

HB 60f 2 6е 6 V KCL» МПа МПа % % МДж/м2

Пороги хрупкости

Тн

ТБ50

хр,

ХР50

ударн. статич.

I' 640°С - 650°С 217-229 477 835 19,3 47,2 0,57 +75 -75 о|о 117.

воздух

к г 840°С - масло отп.650°С,вода 223-229 715 859 19,4 64,3 1,88 =40 -180 -50 -125

3 ■840°С - 500°С 415 1264 1394 11,6 51,6 0,39 I) 2)

4 То же + отпуск 650 С, вода 229-241 717 895 20,1 66,3 1,91 0 -10

-120 -50

5 840°С - 375°С 401-415 1202 1378 13,1 38,2 0,32 I) 2)

6 То же + отпуск 650°С, вода 217 574 764 23,3 67,3 2,01 -20 -120 -35 -100

6а То же,но изотерма 320°С 223 648 826 21,2 65,7 1,93 -40 -150 -ПО

Ш1а к1/2 при

+20°С

7 840°С - масло

461 1498 1856 12,0 44,2 0,55 I)

■2)

+30 iSQ_ +50 112

-70 =30 -50 156

3) - 85

-20 +10 0 143

3) - 69

-45 -15 -25 140

-50 +30 -ш. -30 +50 151 115

Примечания, цу дороги хрупкости определить нельзя вследствие плавного снижения КСК

2) Типичный волокнистый излом при испытаниях до +150°С не образовывался.

3) При испытаниях до +150°С ТХр не была достигнута,следовательно она лежит вше +150° С

была установлена целесообразность корректировки или даже существенного изменения трхнологического процесса изготовления и термической обработки конкретных детзлей с целью повышения их свойств или снижения трудоемкости изготовления.

Внедрение закалки с минимальным короблением на производственном объединении "Арсенал" имени М.В.Фрунзе. По действовавшей ранее технологии изготовление тонкостенных и сложной формы деталей из сталей марок 25ХСНВ$А,35Х,.' 40Х, 5ХШ осуществлялось в следующем порядке: изготовление поковок; отжиг для снятия напряжений и подготовки структуры к уп- ' рочняющей обработке; упрочняющая термическая обработка поковок или сварных заготовок, обеспечииатацая предел прочности от 600 до 1600 МПа; механическая обработка.

Основные недостатки такой технологии состояли в следующем:

- большие затраты рабочей силы, инструмента, станочного парка и электроэнергии на механическую обработку поковок или сварных заготовок, прошедших упрочняющую термическую обработку;

- недостаточно высокие свойства прочности и пластичности деталей из низколегированных сталей 35Х и 40Х вследствие закалки в масле массивных поковок или сварных заготовок.

Новая технология предусматривает- изготовление деталей из поковок и сварных заготовок по следующей схеме: изготовление поковок или сварных заготовок; отжиг для снятия напряжений и подготовки структуры к механической и последующей упрочняющей термической обработке; изготовление деталей окончательных размеров; упрочняющая обработка, обеспечивающая минимальные коробления, заданные свойства прочности и пластичности, а также светлую поверхность деталей; шлифовка и доводка.

. Таким образом, предложенная технологическая схема отличается от старой главным образок переменой местами двух позиций,однако это позволило получить два важных преимущества:

- сокращение расходов ка механическую обработку за счет обработки более мягкого металла с феррито-перлитной или перлитной структурой.

- более высокие показатели прочности и пластичности деталей из низколегированных конструкционных сталей.

В табл.4 в качестве примера приведены механические свойства детали типа "шток" (сталь 35Х), полученные по старой и новой технологии.

Таблица 4

Режимы термической обработки и механические свойства детали типа "шток"

Механические свойства

Термическая —~-~;--г-

обработка €>о,2 О_

МЛа %

_ кси,

МДкДг

Старая технология. Закалка с 850-870°С в мае- 613 313 9,3 26,2 0,93 ле, отпуск 620°С 3 часа

Новая технология. Закалка о 850-870°С в селит- 906 716 15,5 60,1 1,10 ре при 200°С

Экономический эффект от внедрения новой технологии изготовления деталей составил 300309 рублей.

Внед.рение повторной нормализации отливок на Онежском заводе. Большое количество деталей тракторов изготавливают методом литья из стели ЗОЛ.. .4511 на заводах-поставщиках. Для снятия внутренних напряжений и устранения грубой литой структуры отливки подвергают нормализации. Изготовление деталей окончательных размеров осуществляется' заказчиком.

Долговечность тракторов Онежского завода оценивается в 6000 ыото-часов, или в 5 лет. Вместе с тем некоторые детали, изго-• тавливаеше методом литья, выходили из строя через 4000...4500 часов.

На основании изучения закономерностей структурообразования ь' среднеуглеродистых сталях и влияния структурного состояния на надежность и долговечность было предложено обеспечить повышение ресурса работы деталей тракторов типа "кронштейн" до 6000 иото-часов за счет получения более дисперсной и однородной структуры путем повторной нормализации.

Экономический эффект от внедрения дополнительной нормализации составляет 58318 рублей.

Внедрение термического упрочнения литых крановых колес на заводе подъемно-транспортного оборудования имени С.М.Кирова. Средняя эксплуатационная стой-

кость литых крановых колес после сорбитизации составляла 13... 14 месяцев. На основании изучения процессов структурообразова-ния при охлаждении в сталях перлитного класса и, в частности, условий образования, строения, свойств псевдоэвтектоида, были даны рекомендации по использованию, для повышения твердости,однородности структуры и эксплуатационной стойкости литых колес стали 55Л с верхним пределом по содеряанип углерода или стали 60Л, а также перспективного использования сталей с более высо-.' .. ким содержанием углерода - 70Л, 80Л или легированной стали перлитного класса 60СГЛ. '

Дня обеспечения более высокой твердости сталей 55Л и 60Л было опробовано дополнительное душирование колес■водяным туманом и увеличение глубины погружения в воде при термической обработке до 60 мм. Применение для изготовления литых крановых колес стали 55Д с верхним пределом по содержанию углерода (или стали 60Л) с использованием при сорбитизации дополнительного душирования позволило устойчиво получать твердость на требуемой глубине упрочненного слоя (30 мм) в пределах НВ 269...321.

О надежности работы термически упрочненных колес судили по предварительным копровым испытаниям, а также испытаниям на мостовом кране грузоподъемностью 30/5 т с пролетом моста 26,5 м в цехе металлоконструкций, где ранее обнаруживалась их низкая стойкость.

Копровым испытаниям было подвергнуто одно из 8 опытных колес из стали 55Л. После первых двух ударов бабы массой 3 т с высоты 6м на колесе появились вмятины; после третьего - образовалась трещина, которая увеличивалась при последующих ударах. Разрушение колеса произошло только после девятого удара. Копровое испытание показало, что хрупкого разрушения термически упрочненных колес в процессе эксплуатации на промышленных предприятиях опасаться не следует.

Средняя стойкость термически упрочненных литых крановых колес составляет 2 года. Экономический эффект от использования колес повышенной стойкости составил 337В9& рублей.

ОСНОВНЫЕ ШЕОДИ

I. Установлены общие закономерности структурообразования при охлаждении в сталях перлчтного класса:

- процессы гамма-альфа препрагсзнмя осуиезтплянтся в нера-

зрывной связи с диффузионным перераспределением углерода и мо* гут протекать лишь при определенных температурно-концентрацион-ных условиях;

- при превращении п&реохлаадвнного аустенита образование равновесных продуктов происходит только через неравновесные;

- процесс образования продуктов превращения аустенита носит дискретный, пульсирующий характер.

2. Установлены закономерности влияния легирующих элементов на температурные интервалы образования псевдоэвтектоида, верхнего и нижнего бейнита. Построены схемы влияния легирующих элементов на процессы структурообразрвания: карбидообразующих, сужаю -цих область аустенита; элементов, расширяющих область аустенита; некарбидообразующих элементов, сужающих область аустенита.

3. Установлены или уточнены природа, механизм, условия образования ряда продуктов превращения аустенита:

- количество черьовита, образующегося в доэвтектоидных ста -лях в перлитном интервале температур, зависит от концентрации углерода и изменяется при понижении температуры фазового перехода следующим образом: в низкоуглеродиотых сталях увеличивается, в среднеуглеродистых уменьшается. Легирующие элементы способст -вуют упрочнению черновита и повышению его отпускоустойчивости;

- общепринятая точка зрения о возможности образования псевдоэвтектоида неопределенной концентрации по углероду является неверной. С понижением температуры фазового превращения образуется псевдоэвтектоид все более бедный углеродом;

- верхний бейнит имеет две разновидности; низкоуглеродистую * и высокоуглеродистую. Образование низкоуглеродистого верхнего

бейнита инициируется черновитом; высокоуглеродистого - карбидами. В сталях, легированных карбидообразувщиыи элементами, высокоуглеродистый верхний бе Сшит может иметь перистое, дендрито -видное или гребневидное строение;

- нижний бейнит, как и верхний, имеет низкоуглеродистую и высокоуглеродистую разновидности. Ниэкоуглеродистый образуется ниже мартенситной точки и является продуктом отпуска мартенсита. Высокоуглеродистый киюшй бейнит име:ет микрофрагментарное строение и является продуктом непосредственного превращения аустенита;

- гарденит представляет собой смесь мартенсита, дисперсных карбидов н аустенита. Образование егс .возможно не только при аа-кадкг посие< незначительного перегрева над А^, как это счита -

лось ранее, но и после аустенитизациИ при любых температурах выше Acj, Acg и А ,-если имеет место определенная степень превращения аустенита в межкритическок или субкритическом ин -тервалах температур и, как следствие, существенная концентра -ционная неоднородность его по содержанию углерода;

- количество альфа-фазы, образующейся в межкритическом интервал температур, прямо пропорционально температуре аустени-тизации. В реальных условиях охлаждения количество образующей-.' ся в межкритическом интервале температур альфа-фазы всегда меньше расчетного, определенного по правилу отрезков; 1

- процессы карбидообраэования оказывают существенное влия -ние на кинетику, механизм образования и строение ряда продуктов превращения аустенита: псевдоэвтектоида, высокоуглеродистого верхнего и нижнего бейнита;

4. Образование видмаштеттовой структуры возможно не только при непрерывном охлаждении, как это считалось ранее, но и при изотермическом превращении аустенита в межкритическом и субкритическом интервалах температур. Влияние легирующих элементов на область образования видманштеттовой структуры связано с их воздействием на интервал перлитного превращения.

5. На основании изучения общих закономерностей структурооб-раэования, а также механизма и условий образования продуктов превращения аустенита, практической проверки в лабораторных и промышленных условиях установлено:

- надежность и долговечность деталей машин и элементов конструкций существенным образом зависят от структурного состояния металла. Снижают показатели надежности неоднородная структура, пластинчатая форма и (или) неравномерное распределение карбидов и неметаллических включений, ориентированная направленность структурных составляющих, крупное зерно. В связи с этим при закалке конструкционной стали следует не перегревать её при аус -тенитизации, но обеспечивать максимальное растворение карбидов; не допускать превращения аустенита в немартенситные продукты;

- термическое упрочнение ниэкоуглеродистой и среднеуглеро -диетой деформированной стали за счет получения более однородной структуры позволяет достигнуть повышения не только прочности,но и хладостойкости. Термически упрочненная сталь, подвергнутая механическому наклепу, лучше сопротивляется хрупкому разрушение чем горячекатаная или нормализованная;

- термическому упрочнению, можно подвергать не только деформированные, но и литые низкоуглеродистые стали. Эффективность термического упрочнения низкоуглеродистой литой стали зависит от исходного структурного состояния;

- снижение коробления изделий сложной формы может быть дос -тигнуто изотермической закалкой при температурах ниже мартенсит-ной точки вблизи уровня Тк. Получаемая при этом структура низкоуглеродистого нижнего бейнита обеспечивает требуемую конструк -тивную прочность.

Результаты работы и сделанные на их основе практические ре -комендации внедрены на ряде предприятий с экономическим эффектом 696,5 тыс.рублей.

Основное содержание диссертационной работы отражено в одной монографии, одном учебном пособии, четырех брошюрах, 23 статьях, 2 авторских свидетельствах;

1. Теплухин Г.Н. Закономерности структурообразования в сталях перлитного класса. Издательство Ленинградского университета,1982, 186 с.

2. Теллухин Г.Н. Конструкционные и инструментальные стали. Учебн. пособие. Л.: СЗШ, 1983, 78 с.

3. Теплухин Г.Н. Закономерности структурообразования в ста -лях перлитного класса и их влияние на прочность, надежность и долговечность. - Серия: Прогрессивное формообразование, металловедение и термообработка. - Л.: ЛДНТП, 1971, 32 с.

4. Теплухин Г.Н. Термическое упрочнение низкоуглеродистой стали. - Серия: Прогрессивное формообразование, металловедение и термообработка. - Л.: ДЦНТИ, 1978. 24 с.

5. Теплухин Г.Н., Горшанов В.В., Мишин В.Н. Малодеформационная закалка деталей из конструкционных и инструментальных ста -лей. - Серия: Прогрессивное формообразование, металловедение и термообработка. - Л.: ЛДНТП, IS8Q. 16 с.

6. Теплухин Г.Н. Термическое упрочнение низкоуглеродистой литой стали. - Серия: Прогрессивное формообразование, металловедение и термообработка. - Л.; ЛДНТП, 1982. 20 с.

7. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н., Дубинина П.Г., Яфаева С.П. Влияние легирующих элементов на образование видманштеттовой структуры. -ЙиТСМ, № 5, с.5-8.

8. Завьялов A.C.* Теплухин Г.Н. Пр<зцессы карбидообразования в сталях перлитного класса. - В кн.; Прогрессивные методы терми-

ческой обработки деталей машин и инструмента. Сборник докладов Всесоюзной научно-технической конференции. -М., 1966. с.59-64.

9. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н. Условия, механизм образования и природа продуктов превращения аустенита. - В кн.: Оптимизация металлургических процессов. Вып.4. М.: Металлургия, 1970, с.101-115.

10. Теплухин Г.Н. О неоднородности мартенсита. - В кн.: Оптимизация металлургических процессов. Вып. М.: Металлургия, 1970,.. с.129-131.

11. Теплухин Г.Н., Шарова Л.В. Влияние легирующих элементов' и температуры аустенизации на неоднородность мартенсита. - В кн.: Влияние легирования и условий термической обработки на прочность, надежность и долговечность сталей для машинострое -ния. -Л.: ДдНТП, 1970. с.38-42.

Ы. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н. Яфаева С.П., Дубинин И.Г. О механизме и условиях образования видманштеттовой структуры и влиянии легирующих элементов. - В кн.: Оптимизация металлургических процессов. Вып. 5. Ы.: Металлургия, 1971, с.293-297.

13. Теплухин Г.Н. Влияние легирующих элементов и углерода на фазовые превращения в стали при охлаждении. - В кн.: Оптимизация металлургических процессов. Выл.5. М.: Металлургия, 1971, с.301-305.

14. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н. Полная диаграмма превращения аустенита и синтез сталей. - В кн.: Синтез сплавов. - Л.: ЛДНТй, 1971, с.33-39.

15. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н., Габеев К.В. Условия и механизм образования и природа верхнего бейнита, влияние его на механические свойства. - В кн.: Надежность и долговечность металлических материалов для машиностроения и приборостроения.Л.: ДЩШ, 1972, с .12-16.

16. Теплухин Г.Н., Мишин В.Н. Формирование аустенита при электроконтактном нагреве деталей из легированных сталей. Пла -кат. Л.: ЛДНТП, 1972.

17. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н., Габеев К.В., Рудченко JI.B. Строение гарденита и условия его образования. - В кн.: Труды СЗПИ № 21. Л.: СЭШ, 1972, с.46-48.

18. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н., Габеев К.В. Условия и механизм образования верхнего и нижнего бейнита. В кн.: Физика металлов и металловедение, ч.1, Вороне», 1973, с.125-132.

19. Завьялов A.C., Тегцухин Т.Н., Гебеев К.В. О дискретном пульсирующем характере мартенситных и бейнитных превра -щений. В кн.: Металлофизика. Вып. 55. Киев: Наукова думка, 1974, с.57-60.

¿0. Завьялов A.C., Теплухин Г.Н., Габеев К.В.. Условия и механизм образования бесструктурного мартенсита (гарденита). -ЫиТОМ, 1979, » 10, о.П-12.

21. Теплухин Г.Н. Влияние структурного состояния на склонность к хрупкому разрушению конструкционной стали перлитного класса. - b кн.: Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных и инструментальных сталей и сплавов. Л.: ЛДНТП, 1979, с.43-44.

¿2. Теплухин Г.Н., Одинец B.C., Фадеев А.Н. Термическое упрочнение стали 2CU. - И кн.: Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных и ин -струментальных сталей и сплавов. Л.: ЛДНТП, IS8I, с.43-45.

23. Теплухин Г.Н. Превращение аустенита в межкритическом интервале температур. -МиТОМ, I9Ö2, № I, с.13-14.

24. Павликова Т.В., Лебедева Г.В., Теплухин Г.Н. Повышение хладостойкостл стали 40ХС путем микролегирования церием. - В кн.: Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов. Л." ЛДНТП, 1982, с.9-14.

25.'Завьялов A.C., Теплухин Г.Н. Влияние режима термичес -кой обработки на работоспособность (надежность) легированных конструкционных сталей. - В кн.: Повышение качества, надежности, долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов. Л.: ЛДНТ11, 1983, с.5-10.

26. Теплухин Г.Н., Данилов А.Н. Разновидности верхнего, бейнита в сталях перлитного класса. - МиТОМ, 1983, № 10, с.60.

27. Теплухин Г.Н. Изучение строения, условий образования и свойств гарденита. - В кн.: Современные методы исследования в металловедении. Устинов, 1985, с.78-79.

28. Теплухин Г.Н. Эффективность различных способов термического упрочнения деформированной низкоуглеродиотой стали. -МиТОМ, 1986, » 3, с.ЗИ-ЗУ.

29. A.c. I3I5486 (CCCF). Способ охлаждения изделий / Г.Н.Теплухин, В.Г.Лабейш, Л.А.Сибиркина, А.Г.Пименов, A.A. Климов, К.М.Мясников, В.С.Одинец. - Опубл. в бюл. Открытия и изобретения, 1У87, № 21, с. 108.

30. Теплухин Г.Н. Илияние структурных факторов на хларо-стойкость конструкционной стали. - И кн. i Прочность металлов, работающих в условиях низких температур. М.: Металлургия, 1У87, с.20-26.

31. A.c. I4243t)0 (СССР). Способ изготовления ленты для пружин/ С.А.Хазанов, Г.Н.Теплухин, А.Г.Дониях, А.С.Калугин, М.Ь.Бахвалова, Э.Л.Евелинская, В.А.Никитин. 1У88.

Сдано в пр-во 9.11.ВЭ. Подл, к печати 4.II.89.

М-29220. Заказ 246. Тираж 120 экз. Объем 2,5 печ. л. Бесплатно.

Ротапринт ЛТИ ЦШ, 198092, Ленинград, ул. Ивана Черных,. 4.,

БЕСПЛАТНО