автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Закономерности формирования структуры и свойств высокопрочных аустенитных сталей разных систем легирования с карбидным упрочнением

Сб. зательпыЛ Сз^глатзиа зкземгло

На правах рукописи ~~

КОСИЦЫНА Ирина Игоревна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ С КАРБИДНЫМ УПРОЧНЕНИЕМ

Специальность 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург - 2004

Работа выполнена в лаборатории механических свойств Ордена Трудового Красного Знамени Института физики металлов Уральского отделения Российской академии наук

Научный консультант доктор технических наук, профессор

Сагарадзе Виктор Владимирович

Официальные оппоненты доктор технических наук, профессор

Клейнер Леонид Михайлович

доктор технических наук, профессор Филиппов Михаил Александрович

доктор физико-математических наук, профессор Путин Владимир Григорьевич

Ведущая организация Институт металлургии и материаловедения

им. А. А. Байкова РАН

Защита состоится 24 декабря 2004 г. в 11 часов на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 в Институте физики металлов УрО РАН по адресу: 620219, г.Екатеринбург, ГСП-170, ул. С. Ковалевской, 18, факс (343)-374-52-44.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Института физики металлов УрО РАН

Автореферат разослан_ноября 2004 г.

Учёный секретарь диссертационного совета, доктор физико-математических наук

у.

Н.Н. Лошкарева

£005-4 то 5

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Непрерывно возрастающие потребности современного машиностроения в высокопрочных сталях, обладающих низкой магнитной проницаемостью (|Л = 1,002-1,005), объясняют повышенный интерес к поискам путей создания новых сталей этого класса. Наряду с высокими прочностными свойствами данные стали должны сохранять удовлетворительную пластичность, обладать высокой коррозионной стойкостью, жаропрочностью, хорошей свариваемостью и технологичностью, часто и другими специальными свойствами: износостойкостью, устойчивостью к радиационному распуханию.

Аустенитные стали на основе систем № являются наиболее подходящими материалами, удовлетворяющими в той или иной степени этим требованиям. Однако одним из существенных недостатков аустенитных сталей как конструкционных материалов остается их относительно низкая величина предела текучести, ограничивающая возможности применения в тяжелонагруженных деталях и узлах ответственной техники. Поэтому требуется не только постоянное совершенствование существующих материалов, но и разработка новых сплавов, основанная на научно обоснованных и экспериментально многократно проверенных принципах их конструирования. Часто экономически нецелесообразно, а иногда просто невозможно получить необходимый комплекс свойств для всего объема материала тяжелонагруженных деталей. Необходим поиск новых методов дополнительного поверхностного упрочнения аустенитных сталей, так как из всего многообразия методов поверхностного упрочнения для аустенитных сталей нашло практическое применение лишь азотирование, позволяющее получать неглубокие (до 0,3мм) упрочненные поверхностные слои.

Для решения этих проблем требуется изыскание новых принципов создания немагнитных аустенитных сталей, способных к поверхностному упрочнению, с высоким комплексом прочностных и разнообразных служебных характеристик. Постановка настоящего исследования основывалась на имевшихся к началу работы достижениях в области дисперсионно-твердеющих (стареющих) аустенитных сталей и была направлена на дальнейшее развитие представлений и принципов создания сложнолегированных карбидоупрочняемых аустенитных сталей. Исследования выполнены в соответствии с координационными планами АН СССР и РАН «Аномалия», «Экстремум», «Нанокристалл», в рамках проектов РФФИ, МНТЦ, ИНТАС и хозяйственных договоров с ПО «Уралмаш», Барнаульским заводом Трансмаш, УралАЗом.

Цель диссертационной работы состоит:

в систематическом исследовании закономерностей формирования структуры и свойств аустенитных высокопрочных

карбидоупрочняемых немагнитных сталей с разной аустенитной матрицей (системы

комплексно легированных углеродом и сильными карбидообразующими элементами (ванадием, молибденом); в разработке на основе выявленных структурных механизмов новых, научно обоснованных принципов создания сложнолегированных высокопрочных немагнитных аустенитных сталей с повышенным сопротивлением механическому разрушению в интервале температур от криогенных до 700°С, коррозионному растрескиванию под напряжением, абразивному и адгезионному износу; в экспериментальном опробовании этих принципов при разработке новых высокопрочных аустенитных сталей и технологических методов и режимов их объемного и поверхностного упрочнения. Для достижения указанной цели решены следующие задачи:

- исследованы закономерности формирования структуры и свойств дисперсионно-твердеющих аустенитных марганцевых сталей типа Г20 с различным содержанием углерода, ванадия, молибдена, хрома;

- изучено влияние состава аустенитной матрицы, количества и взаимного соотношения карбидообразующих элементов на формирование механических свойств и структуры аустенитных сталей после упрочняющих термообработок и различных условий нагружения;

- определено влияние на механические свойства аустенитных сталей дисперсности, плотности распределения и термической устойчивости основной упрочняющей фазы - карбида ванадия;

- проанализировано поведение аустенитных сталей в условиях коррозионного растрескивания под напряжением в водном растворе хлорида натрия, среднетемпературной ползучести, термоциклирования, абразивного и адгезионного износа;

- разработаны принципы повышения износостойкости, сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением, жаропрочности высокопрочных аустенитных сталей за счет комплексного легирования и оптимальных режимов термической обработки;

- разработаны новые эффективные методы глубокого поверхностного упрочнения аустенитных сталей.

На защиту выносятся следующие основные положения, характеризующие научную новизну диссертационной работы:

1. Результаты комплексных исследований механических свойств, кинетики и механизмов дисперсионного упрочнения стареющих аустенитных марганцевых сталей типа Г20, совместно экономно легированных ванадием, молибденом и углеродом, и разработанные на основе этих исследований новые стали, а также методы и режимы их объемного и поверхностного упрочнения.

2. Впервые экспериментально доказанный положительный эффект легирования молибденом основной упрочняющей фазы аустенитных стареющих высокопрочных сталей - карбида ванадия, заключающийся в

увеличении дисперсности и плотности распределения частиц этой фазы, в повышении термической стабильности упрочняющих частиц.

3. Результаты систематических исследований влияния состава аустенитной матрицы на структурные механизмы, кинетику и степень дисперсионного твердения немагнитных аустенитных сталей, упрочняемых выделяющимися при старении частицами карбида (У,Мо>С.

4. Результаты испытаний на ползучесть и параметрические диаграммы длительной прочности пяти новых высокопрочных аустенитных сталей в широком интервале температур и нагрузок.

5. Результаты испытаний на сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением в водном растворе хлорида натрия разработанных стареющих аустенитных сталей после различных режимов упрочняющей термической и термомеханической обработок.

6. Экспериментальный факт дополнительного упрочнения при низких температурах аустенитных марганцевых сталей, в том числе и карбидоупрочняемых, объясняемый моделью «магнитодисперсионного твердения».

7. Результаты исследования влияния состава аустенитной матрицы на сопротивление сталей термоциклическим нагрузкам.

8. Результаты исследования износостойкости широкого круга аустенитных дисперсионно-твердеющих сталей после их объемного и поверхностного упрочнения.

9. Впервые обнаруженный эффект резкого повышения сопротивления адгезионному изнашиванию марганцевых аустенитных сталей с карбидным упрочнением при их совместном легировании ванадием и молибденом.

10. Новые методы и режимы поверхностного упрочнения карбидостареющих аустенитных сталей, а также сталей, склонных к образованию сигма-фазы и циклическому превращению. Научная ценность и практическая значимость диссертационной

работы определяется всей совокупностью

полученных автором новых экспериментальных данных; сформулированных на основе выявленных структурных механизмов новых, научно обоснованных принципов создания сложнолегированных высокопрочных немагнитных аустенитных сталей с повышенным сопротивлением механическому разрушению в интервале температур от криогенных до 700°С, коррозионному растрескиванию под напряжением, абразивному и адгезионному износу;

разработанных на основе этих принципов новых составов высокопрочных немагнитных аустенитных сталей, методов и режимов их объемного и поверхностного упрочнения.

Полученные научные результаты легли в основу разработки новых высокопрочных дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей, защищенных авторскими свидетельствами № 924161 и 115493. Эти стали могут успешно конкурировать с известными аустенитными сталями при изготовлении ответственных деталей, работающих при высоких механических нагрузках в условиях интенсивного износа.

Выполненные в работе исследования впервые позволили достичь глубокого (до 3 мм) поверхностного упрочнения аустенитных сталей за счет контролируемых фазовых превращений (образование специальных карбидов, нитридов, сигма-фазы, "мартенситной корочки") в специально подготовленных слоях (авторские свидетельства №1103556, 827565, 1077932, 1650721).

Разработанные стали, режимы и методы их объемного и поверхностного упрочнения позволили решить важную научно-техническую проблему создания для специальной техники высокопрочных немагнитных материалов с эффективным объемным и поверхностным упрочнением. В частности, разработки настоящего исследования успешно опробованы на заводе Трансмаш (г. Барнаул) и на Уральском автомобильном заводе (г. Миасс).

Имеющиеся в работе экспериментальные данные, в том числе результаты испытаний новых сталей на ползучесть при температурах 500-700°С и напряжениях 100-600 МПа на базе до 20000 ч, на сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением в 3,5% водном растворе хлорида натрия на базе до 5000 ч, на абразивную и адгезионную износостойкость при скоростях скольжения 0,05-4,3 м/с и удельных давлениях 1-10 МПа, позволяют с большой степенью достоверности прогнозировать работоспособность разработанных сталей в различных условиях нагружения.

Личный вклад. Все изложенные в диссертации результаты исследований получены при непосредственном участии или под руководством диссертанта. Автору принадлежат идеи в определении цели, выборе направлений и методов исследований, ведущая роль - в постановке и решении конкретных научных задач, анализе и интерпретации результатов, в формулировке основных научных положений и выводов.

Апробация результатов работы. Основные результаты исследований, обобщённые в диссертационной работе, доложены и обсуждены более чем на 40 международных, всесоюзных, всероссийских и региональных научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях, в том числе на: Международных конференциях по термической обработке (Братислава-1983, 1986, 1990); VII, VIII, IX, X, XI, XIV, XV, XVI Уральских школах металловедов-термистов (1981, 1983, 1985, 1987,1989, 1998,2000,2002); IV, V, VI Всесоюзных конференциях "Структура и свойства немагнитных сталей и сплавов" (Москва-1985, Свердловск-1991, Екатеринбург-2001); V, VI, VII, VIII Международных семинарах "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (Свердловск-1990, Екатеринбург-1993, 1996, 1999); I, II Всесоюзных конференциях по высокоазотистым сталям (Киев-1990, 1992); III, IV Всесоюзных

симпозиумах "Стали и сплавы криогенной техники" (Батуми-1986, 1990)^, VI Всесоюзных совещаниях по старению металлических сплавов (Екатеринбург-1989, 1992); Всесоюзных семинарах по современным методам исследования (Устинов-1985, Звенигород-1989); Всесоюзной конференции по физике прочности и пластичности (Куйбышев-1983); VII Республиканском совещании по безникелевым и малоникелевым сплавам (Тбилиси-1983); V Международной Национальной молодежной конференции (Варна-1988); IV Всесоюзной конференция "Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки" (Запорожье-1989); XXIII Всесоюзном семинаре по диффузионному насыщению и защитным покрытиям (Ивано-Франковск-1990); П, V, VII Международных школах-семинарах "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул-1992, 2000, Усть-Каменогорск-2003); региональной конференции "Фундаментальные и прикладные исследования - транспорту" (Екатеринбург-1995); региональной конференции по новым материалам и технологиям в машиностроении (Тюмень-1997); Международной школе-семинаре "Металловедение карбидов, нитридов и боридов" (С-Петербург-1998); Всероссийской конференции "Прочность и разрушение материалов и конструкций" (Орск-1998); III, IV, V Международных уральских семинарах по радиационной физике металлов и сплавов (Снежинск-1999, 2001, 2003); Международной конференции "Новые материалы и новые технологии в новом тысячелетии: мир фазовых превращений" (Алушта-2000); Международной конференции по диаграммам состояния в материаловедении (Киев-2001); VII Международной конференции "Проблемы металлургии, материаловедения и сварки" (Тбилиси-2002); V, VI Международных симпозиумах "Фазовые превращения в металлах и сплавах" (Сочи-2002, 2003), Международной конференции "Разрушение и мониторинг свойств металлов" (Екатеринбург-2003); III Международной конференции "Фазовые превращения и прочность кристаллов" (Черноголовка-2004), научных сессиях Института физики металлов УрО РАН в качестве основных достижений в секции «Структура и физико-механические свойства конденсированных сред» (1985,1994,1996,1998,2003).

За работу "Стареющие аустенитные сплавы с регулируемой стабильностью - новая группа высокопрочных материалов", в состав которой вошли разработки, являющиеся предметом данной диссертации, автору диссертации присуждена Премия Ленинского комсомола в области науки и техники.

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 36 работах, защищены 7 авторскими свидетельствами. Список приведен в конце автореферата.

Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения и списка цитируемой литературы. Работа содержит 259 страниц машинописного текста, включая 99 рисунков, 39 таблиц и список цитируемой литературы из 253 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение. Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы создания новых высокопрочных аустенитных сталей с карбидным упрочнением, излагаются задачи исследования, показана научная и практическая значимость и новизна работы, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

Глава 1. Высокопрочные стали с карбидным упрочнением.

Проанализированы известные в настоящее время данные о свойствах высокопрочных аустенитных сталей. Приведены типичные составы, режимы упрочнения и механические свойства 4 групп сталей с различными механизмами упрочнения и сочетаниями различных режимов обработки. Анализируется эффективность известных механизмов и способов увеличения прочностных свойств аустенитных сталей.

Наиболее простым способом увеличения предела текучести аустенитных является пластическая деформация, однако упрочнение в этом случае может быть осуществлено для конструкций сравнительно простой формы, позволяющих контролировать равномерность пластической деформации, однородность механических свойств и стабильность аустенитной структуры. Наиболее применимым является совмещение различных режимов деформации с твердорастворным упрочением азотом, что позволяет поднять предел текучести азотистых аустенитных сталей в несколько раз, например у стали 08Х18Г18А0,6 с 540 до 1150 МПа (О.А.Банных, В.М.Блинов), у стали 08Х13АГ22 с 230 до 940 МПа (Н.А.Сорокина, Л.М.Капуткина). Азот (до 0,5-0,6 мас.%) вводится в аустенитную сталь вместе с легирующими элементами (хромом, марганцем, ванадием). Большее содержание азота требует проведения выплавки при повышенном давлении, что пока ограничивает возможность широкого применения высокоазотистых сталей в промышленности. С учетом благоприятного влияния азота на механические свойства в настоящее время разработано большое количество высокоазотистых высокопрочных и коррозионно-стойких аустенитных сталей (О.А.Банных, В.М.Блинов, М.В.Костина, Ю.Н.Гойхенберг и др.).

Метод фазового наклепа (К.А.Малышев, В.В.Сагарадзе, А.И.Уваров) основан на упрочнении аустенита в результате последовательного проведения мартенситных превращений. Упрочняемые аустенитные стали

обязательно должны быть метастабильными, поэтому фазовый наклеп применим только для сталей, легированных строго определенным количеством аустенитообразующих элементов, что ограничивает его широкое применение. Фазовый наклеп увеличивает предел текучести аустенитных сталей в 2-3 раза, но не выше 550-600 МПа. Наиболее эффективным является комбинированный метод упрочнения - сочетание фазового наклепа и интерметаллидного старения, применимый для сталей Н26ХТ1, Х12Н14ТЗ, 50Н21МЗ.

Метастабильные аустенитные стали, образующие мартенсит деформации, обладают повышенной износостойкостью, т. к. упрочняются в процессе трения (И.Н.Богачев, Л.Г.Коршунов, МА.Филиппов). е-Мартенсит, образующийся при сухом трении в сплавах железа с 23-36 мас.% марганца, вызывает снижение коэффициента трения до 0,2-0,3 при значительном увеличении износостойкости. Однако присутствие е-фазы снижает вязкость материала, особенно в условиях высоких циклических нагрузок.

Дисперсионное твердение (интерметаллидное или карбидное упрочнение) является наиболее универсальным и эффективным методом упрочнения аустенитных сталей. Выделением при старении из пересыщенного твердого раствора дисперсных фаз различного типа можно обеспечить упрочнение аустенитных сталей и сплавов с практически любым сочетанием основных легирующих элементов, а термическая обработка дисперсионно-твердеющих сталей и сплавов относительно проста. Изменяя температурно-временные параметры старения, можно в широких пределах регулировать механические свойства стали, подбирая необходимое сочетание прочности и пластичности. Высокопрочное состояние достигается за счет выделения при старении в аустенитных сталях дисперсных интерметаллидных карбидных и нитридных фаз. В главе приводится сравнение химических и физико-механических характеристик известных карбидов (модуля упругости, твердости, магнитной восприимчивости, взаимной растворимости, термической устойчивости). Отмечено, что из всех карбидообразующих элементов наиболее эффективным общепризнан ванадий. В отличие от более сильных карбидообразователей (Nb, Zr, Ti) ванадий образует с углеродом или азотом соединения VC или VN, достаточно легко растворяющиеся при нагреве под закалку и выделяющиеся в виде ультрадисперсных, изоморфных -матрице, равномерно распределенных частиц - эффективных барьеров для скольжения дислокаций, сильно упрочняющих, но не охрупчивающих материал. В принципе, увеличивая содержание ванадия, углерода, можно после соответствующей термической обработки повысить предел текучести от 200-300 МПа до 1200-1500 МПа (то есть в 5-6 раз), сохраняя при этом пластичность аустенитной стали на достаточно высоком уровне (например, относительное удлинение не ниже 10%).

К моменту постановки настоящего исследования был известен целый ряд аустенитных сталей, упрочняемых частицами карбида ванадия, в частности, стали 40Х4П8Ф, 40П9Н7Ф2. Был накоплен достаточно большой экспериментальный материал, позволивший в известной степени оптимизировать не только количество карбидообразующих элементов, но и состав аустенитной матрицы, и позволяющий получить высокие свойства при соблюдении экономичности системы легирования. В главе обсуждаются результаты работ О.А.Банных, В.М.Блинова, Ю.К.Ковнеристого, В.В.Сагарадзе, А.И.Уварова,

М.И.Гольдштейна, В.М.Фарбера, В.Р.Бараза, М.А.Филиппова, Р.Р.Романовой, В.Г.Пушина, в которых выполнены структурные исследования и изучены прочностные характеристики широкого круга стареющих аустенитных сталей на

основе Fe-Mn, Fe-Mn-Ni, Fe-Mn-Ni-Cг систем. Приводятся различные классы дисперсионно-твердеющих сталей (с карбидно-интерметаллидным и карбидным упрочнением) с максимально достижимыми механическими свойствами: аустенитные коррозионно-стойкие стали (Х13Н40М6ТЗДЗ), жаропрочные стали (40Х15Н7Г7Ф2М, 37Х12Н8Г8МФБ, 31Х19Н9МВБТ, 40Х14Н14В2М), немагнитные стали с повышенной прочностью (40П8Х4Ф, 40П4Н16Ф2, 60П6Н8ФМ5В5), пружинные стали (13Х18Н10ГЗС2) Отмечается, что среди жаропрочных материалов стали с карбидным упрочнением используются широко. Карбидное упрочнение обычно не применяется в коррозионно-стойких сталях, так как для борьбы с явлением межкристаллитной коррозии в аустенитных сталях следует ограничивать содержание углерода для исключения образования хромистых карбидов, выделение которых обедняет приграничные участки по хрому. Лучшее сочетание прочности и пластичности стареющих марганцевоникелевых сталей при упрочнении карбидами УС достигнуто у сталей

40Г19СФ2, 40Г14Н9Ф2, 40Г18Х4Ф: о0,2=800-Ю00 МПа, ав=1100-1300 МПа, 5= 20-30%, ц/=25-40%.

В результате анализа сделан вывод, что одним из наиболее перспективных путей разработки высокопрочных немагнитных аустенитных сталей следует считать рациональное специальное легирование и оптимизацию режимов упрочняющей обработки с целью получения экономно легированной у-матрицы и термически устойчивых дисперсных комплексных карбидов.

Глава 2. Закономерности карбидного упрочнения аустенитных

сталей

Во второй главе обсуждаются результаты систематических исследований, направленных на разработку принципов легирования аустенитных высокопрочных сталей, выбор рационального соотношение карбидообразующих элементов (углерода, ванадия, молибдена, хрома), определение влияния состава аустенитной матрицы на эффективность карбидного упрочнения.

При разработке высокопрочных аустенитных сталей в качестве базовых были исследованы железомарганцевые аустенитные стали, содержащие 19-21 мас.% марганца, легированные углеродом в количестве 0,08-1,2 мас.%, ванадием 1,5-2,2 мас.%, молибденом 2-9 мас.%, хромом 0-7 мас.%. Химический состав сталей приведен в табл.1 (№1-24). По расчету для образования карбидов ванадия стехиометрического состава при содержании в стали 0,2 мас.% углерода требуется не менее 0,85 мас.% ванадия, для связывания 0,8 мас.% углерода необходимо 4 мас.% ванадия. С целью дополнительного повышения уровня прочности предложено легирование элементами, обеспечивающими получение в структуре наряду с карбидом ванадия других карбидов. Дюрометрические исследования высокоуглеродистых сталей (после закалки от температуры 1150°С и старения при 600, 650, 700°С в течение 5, 10, 20 ч) показали, что легирование молибденом повышает твердость (сталь 75Г20М2) всего до 95 ед.НЯВ. Легирование хромом (сталь 78Г24Х7) дает максимальную твердость 44 ед.НЯС,

легирование ванадием (сталь 75Г20Ф2) - 47 ед.НКС. Увеличение количества ванадия до 4 мас.% не приводит к дополнительному увеличению твердости. Только совместное легирование ванадием в количестве 2 мас.% и молибденом 2-4 мас.% позволяет достичь в аустенитных марганцевых сталях максимального упрочнения - твердости 52 ед.НКС (73Г20Ф2МЗ). Положительное влияние молибдена проявляется также в повышении теплостойкости Мп-У-Мо сталей. В аустенитных марганцевых сталях с молибденом и ванадием заметное снижение твердости при перестаривании начинается при температурах старения более 750 -800°С, что на 50-100°С выше, чем в сталях с одним ванадием.

Таблица 1

Химический состав исследованных сталей_

№ Марка стали Содержание элементов, мас. %

С Мп V Мо Сг N1 другие

1 75Г20 0,75 20,2 - -

2 29Г20Ф2 0,29 19,2 2,05 - 1,12 81

3 75Г20Ф2 0,75 19,7 1,90 - -

4 86Г20Ф4 0,86 20,0 3,63 - -

5 75Г20М2 0,75 19,7 - 1,9 -

6 78Г24Х7 0,78 24,4 - - 7,3 1,04 81

7 08Г20Ф2МЗ 0,08 20,1 2,20 3,1

8 15Г20Ф2М4 0,15 20,5 2,41 4,1

9 18Г20Ф2М4 0,18 20,1 2,05 3,9

10 19Г20Ф2М2* 0,19 20,1 1,74 2,2

11 25Г20Ф2М2 0,24 19,6 2,39 2,1 1,02 81

12 26Г20Ф2М4 0,26 19,7 2,05 4,2 1,12 81

13 26Г20Ф2М4* 0,26 20,0 1,94 3,9

14 25Г20Ф2М6 0,25 20,4 2,23 6,1

15 25Г20Ф2М7 0,26 19,3 1,90 7,0 1,02 81

16 29Г20Ф2М2* 0,29 20,7 1,72 2,4

17 31Г20Ф2М4 0,31 19,6 2,15 3,5

18 50П9Ф2М4 0,50 18,8 1,33 4,1 1,03 81

19 78Г20Ф2М2 0,78 19,3 1,49 2,4 0,95 81

20 73Г20Ф2М4 0,73 19,7 2,20 3,9 -

21 79П9Ф2М5 0,79 19,0 1,59 4,5 0,94 81

22 80Г20Ф2М7 0,80 19,7 1,47 7,2 1,06 81

23 77П9Ф2М9 0,77 19,2 1,62 9,2 1,01 81

24 120Г19Ф2М7 1,20 19,0 1,51 7,1 1,19 81

25 19Г20Х12Ф2М2 0,19 19,1 1,6 1,7 11,5

26 29Г20Х12Ф2М2 0,29 18,9 1,6 2,3 11,5

27 40Г20Х12Ф2М2 0,40 19,0 2,3 2,0 12,3

28 21Г20Х13НЗФ2М2 0,21 19,8 1,6 1,8 13,5 3,2

29 20Г20Х13ДЗФ2М2 0,20 20,2 1,6 1,8 13,1 3,1 Си

30 19Г20Х18НЗФ2М2 0,19 24,0 1,8 1,8 17,8 3,4

31 18Г20Х18ДЗФ2М2 0,18 24,1 1.9 2,2 17,9 3,1 Си

32 04Х18Г15Ф2М2А0.4 0,04 15,2 1,7 2,0 18,1 0,4 N

33 08Х18Г20А0.5Ф 0,08 21,0 17,5 0,5 N

34 35Х12Г24Ф2М 0,35 24,3 2,1 0,35 12,3

35 45Г20Ф2М2 0,46 19,6 1,71 1,64 - -

36 50Х16Г15Н6Ф2М2 0,48 14,9 1,74 1,71 15,7 5,9

37 45Х18Г1 ОН 10Ф2М2 0,46 10,9 1,57 1,61 18,2 10,2

38 40Х18Н18Ф2М2 0,43 - 1,58 1,50 18,3 17,5

39 45Н26Ф2М2 0,44 - 1,79 1,79 - 24,9

40 45Г20Ф2М2* 0,45 19,4 1,64 1,71 - -

41 50Х16Г15Н6Ф2М2* 0,50 15,0 1,74 1,72 15,8 5,9

42 45Х18Г1 ОН 10Ф2М2* 0,45 10,7 1,50 1,90 17,7 10,0

43 40Х18Н18Ф2М2* 0,40 - 1,66 1,50 18,0 18,0

44 45Н26Ф2М2* 0,45 - 1,59 1,70 - 25,7

45 Х28Н8М2 0,01 0,22 1,92 28,3 8,6 0,20 81

46 18Х28Н9Н8М2 0,18 0,22 1,82 29,1 7,9 0,22

47 42Х29Н8М2 0,42 0,1 1,74 29,5 7,9 0,17 81

48 65Х29Н8М2 0,65 0,22 1,84 29,4 8,0 0,15 81

49 Х27Н9 0,02 0,1 26,9 9,4 0,16 81

50 26Х27Н9 0,26 0,06 26,9 9,3 0,19 81

51 77Х27Н9Г2 0,77 0,65 26,8 9,0 0,19 81

52 Х12Н12ТЗ 0,01 0,3 11,6 12,0 3,0 И

53 Н26ТЗ* 0,02 0,2 0,3 26,5 3,411

*- Опытно-промышленная плавка

В работе определены оптимальные температурно-временные режимы термообработки (закалки и старения) сталей. Так, на примере низкоуглеродистых сталей 18Г20Ф2М4, 26Г20Ф2М4, 31Г20Ф2М4 показано, что при температуре старения 600°С процессы дисперсионного твердения протекают слишком вяло. У стали 31Г20Ф2М4 предел текучести за 20 ч старения возрастает меньше, чем при температуре 650°С за 1 ч, однако старение при 600°С позволяет сохранить высокую пластичность материала (5=25%, ху=45%). При температуре 700°С максимальные значения предела прочности и предела текучести достигаются после 1-3 ч выдержки, а затем происходит их снижение. Для всех выдержек при 700°С прочностные и пластические характеристики ниже уровня, который достигается при 650°С.

Доказано, что малоуглеродистые Мп-Мо-У стали могут рассматриваться в качестве цементуемых аустенитных дисперсионно-твердеющих сталей. На рис.1 представлены зависимости изменения механических свойств состаренных сталей, одинаково легированных ванадием и молибденом, в которых концентрация углерода изменяется в широких пределах: 0,1-1,2 мас.%. Видно,

что величина вклада дисперсионного упрочнения в повышение предела прочности и предела текучести сталей в сильной мере зависит от концентрации углерода. В результате выбраны состав (при следующем соотношении компонентов (мас.%): углерод 0,18-0,28; марганец 19,0-21,0; ванадий 1,8-2,1; молибден 2,0-4,0; железо - остальное) и оптимальная термообработка (закалка 1150°С в воду, старение 650°С, 5-10 ч) цементуемой высокопрочной

дисперсионно-твердеющей аустенитной

Сд -1Ц г, %

№ . марганцевой стали 25Г20Ф2М4 (А.с.

'■">/! №1115493). Достигаемые механические

свойства: а,~1150-1300 МПа; ст0,г=900-1150 МПа; 5=21—37%; хр32-47%; КСи+20 >1,4, КСи.196 >0,4 МДж/м2. Показано, что при

повышении содержания углерода в таких сталях можно достичь твердости 52-55 ед.НИС иоо,2~'600МПа.

Введение 12-18 мас.% хрома в аустенитную матрицу переводит такие стали в класс нержавеющих или жаропрочных. Разработка нержавеющих аустенитных сталей с карбидным упрочнением была начата с легирования базовой стали 20Г20Ф2М2 хромом в количестве 12 мас.% (табл.1, № 2521). Однако стали 19Г20Х12Ф2М2 и 29Г20Х12Ф2М2 оказались после закалки двухфазными (у+ос), а старение приводило к а—Ю превращению. Аустенит стабилизировали введением 3 мас.% никеля или меди (табл.1, № 28-31). Аустенитные стали с 13 мас.% хрома: 20Г20Х13НЗФ2М2, 20Г20Х13ДЗФ2М2 и с 18 мас.% хрома: 20Г20Х18НЗФ2М2, 20Г20Х18ДЗФ2М2 имели после закалки и старения невысокие прочностные свойства, при этом пластичность сталей с медью хуже, чем с никелем

увеличение содержания углерода до 0,4 мас.% позволило получить высокопрочную стабильную аустенитную сталь 40Г20Х12Ф2М2 (ст,=1310 МПа, сто. 2=1140 МПа, 5=14%, у=26 %, КСТ=0,1 МДж/м2,44 ед.ЖС).

На основе полученных результатов разработаны высокопрочные дисперсионно-твердеющие марганцевые, хромомарганцевоникелевые, хромоникелевые и никелевые аустенитные стали, содержащие 0,4-0,5 мас.% углерода, 16-18 мас.% хрома и в сумме не менее 18 мас.% марганца и никеля в различных соотношениях (20, 15, 10, 0 мас.% Мп и, соответственно, 0, 6, 10, 16, 27 мас.% N1), легированные совместно ванадием и молибденом (табл. 1, № 3539). Термообработка сталей заключалась в закалке в воду от температур 1150-1175°С и старении при температурах 600, 650, 700, 750 °С в течение 1, 5, 10,20 ч.

Рассматриваемые стали стабильны по отношению у—><х(е) превращению при охлаждении до — 196°С.

Металлографические исследования показали, что в сталях после закалки от 1150°С остается некоторое количество нерастворившихся карбидов. Особенно много их в сталях, легированных 16-18 мас.% хрома. Средний размер нерастворившихся карбидов составляет несколько микрон, их объемная доля в сталях, содержащих 18 мас.% хрома, достигает 3-4 об.%, а в никелевой и марганцевой стали меньше 1 об.% (табл. 2). При повышении температуры нагрева под закалку до 1250°С первичные (литейные) карбиды полностью не растворяются, хотя их объемная доля уменьшается на 10-20 %. Количественный рентгеноспектральный микроанализ крупных первичных карбидов, выполненный на микроанализаторе 8ирегргоЪе-1СХЛ-733, свидетельствует об их сложном переменном химическом составе: карбиды Мег^С^ содержат Сг, Мп, Ре, V, Мо, карбиды МеС - V и немного Мо (табл. 2).

Таблица 2

Средний размер, количественный состав первичных карбидов (ат.%) закаленных сталей и расчетное содержание углерода (мас.%) в карбидах и в

твердом растворе

Марка стали Сред, размер, мкм Объ-емн. доля% Состав карбида, ат.%, по данным РСА %С, мас.% в перв. карб. %С, мас.% в у-матри-це

45Г20Ф2М2 1,7 0,9 (У92Мо8)С 0,12 0,33

50Х16Г15Н6Ф2М2 2,4 3,6 (Сг4оРе39Мп|зУ6Мо2)2зС6 + МеС 0,18 0,32

45Х18Г10Н10Ф2М2 2,1 3,0 (Сг55Ре27Мп9У6Мо,ЬС6 + МеС 0,21 0,24

40Х18Н18Ф2М2 1,6 4,5 (Cr59Fe22V.8M0.bC6 + МеС 0,26 0,13

45Н26Ф2М2 1,1 15 0,8 0,3 (У9,Мо9)С + графит 0,11 0,09 0,25

Механические свойства исследованных сталей после закалки от 1150 -1175°С приведены в табл. 3. Среди различных составов матрицы выделяется марганцевый аустенит: он обладает более высоким значением предела прочности (940 МПа) и имеет немного выше относительное удлинение (41%), из-за низкой ЭДУ марганцевого аустенита и развития при растяжении процессов деформационного двойникования и образования е-мартенсита. Никелевый и хромоникелевый аустениты превосходят другие по значениям относительного сужения (67% и 61%). Наличие большого количества нерастворившихся карбидов сказывается на величине предела текучести закаленных сталей 40Х18Н18Ф2М2 и 45Х18Г10Н10Ф2М2, который достаточно высок (470 и 500 МПа). Максимальное

упрочнение закаленных сталей достигается после их старения при температуре 650°С, 10 ч (рис.2).

Изучено влияние состава аустенитной

матрицы на формирование механических свойств при дисперсионном упрочнении сталей. При одинаковом содержании основных карбидообразующих элементов марганцевый аустенит в процессе

старения намного (45Г20Ф2М2: МПа), чем (45Н26Ф2М2:

упрочняется интенсивнее

0о.2=13ОО

никелевый о0д=800

Рис.2 Механические свойства сталей: 1-45Г20Ф2М2, 2 - 50Х16П5Ф2М2,3 - 45Х18Г10Ш0Ф2М2,4 -40Х18Н18Ф2М2, 5 - 45Н26Ф2М2 после 10-часового старения при различных температурах.

МПа), хромоникелевый или хромомарганцевоникеле-вый (45Х18П0Н10Ф2М2: В процессе старения пластичность снижается при увеличении изотермических выдержек во всех сталях, при этом величина относительного удлинения почти не

зависит от состава у-матрицы, а величина относительного сужения растет с увеличением содержания никеля в составе стали (табл. 3).

Таблица 3

Механические свойства исследованных сталей

Закалка 1150иС 3+старение 650 С, 10 ч

Марка стали о», 5, % ^0,2 ст., 5,

МПа МПа % % МПа МПа % %

26Г20Ф2М4 360 940 52 60 1140 1310 18 32

73Г20Ф2М4 580 1040 26 36 1580 1750 4 5

45Г20Ф2М2 420 940 41 54 1290 1440 17 31

50Х16Г15Н6Ф2М2 410 850 39 51 850 1260 28 42

45Х18Г10Н10Ф2М2 500 850 36 49 900 1080 18 46

40Х18Н18Ф2М2 470 830 33 61 680 1060 26 53

45Н26Ф2М2 440 780 30 67 795 940 19 61

Понижение прочностных характеристик сталей при переходе к у-матрицам с хромом связано, прежде всего, с существованием в хромосодержащих сталях нерастворившихся при нагреве под закалку карбидов МегзСб (табл. 2), которые не участвуют в дисперсионном твердении, но связывают углерод (например, у стали 40Х18Н18Ф2М2 в твердом растворе остается 0,14 мас.% С (табл. 2.)), необходимый для образования основной упрочняющей фазы - карбида УС. Несмотря на то, что исследованные хромомарганцевоникелевые аустенитные стали 50Х16П5Н6Ф2М2 и 45Х18П0Н10Ф2М2 по уровню максимального упрочнения при карбидном старении заметно уступают марганцевой стали 45Г20Ф2М2, они рассматриваются нами как перспективные жаропрочные коррозионно-стойкие аустенитные стали, экономно легированные никелем.

В работе исследованы механизмы выделения карбидных фаз, особенности их морфологии, а также кинетика распада пересыщенного твердого раствора аустенита различных систем легирования. Обсуждена взаимосвязь механизмов распада с уровнем прочности и пластичности сталей.

Во всех сталях, легированных ванадием, в процессе старения происходит выделение дисперсных частиц карбида ванадия (рис. За), что подтверждается данными рентгеноструктурного фазового анализа карбидного осадка и электронно-микроскопических исследований, выполненных на микроскопе ШМ-200СХ. В стали 75Г20М2 обнаружены карбиды МвбС и гексагональные карбиды М02С (рис. 36). Карбиды молибдена выделяются и в сталях с ванадием, что подтверждается рентгеноструктурным анализом карбидных осадков. Однако упрочняющее влияние молибдена при введении в ванадийсодержащие аустенитные стали связано не столько с образованием собственных карбидов, сколько с влиянием его на количество, размер, стабильность и состав основной упрочняющей фазы - карбида ванадия. На основании измерения параметра решетки карбида ванадия при рентгеноструктурном анализе карбидного осадка впервые обнаружено, что молибден при старении переходит из раствора в состав карбида

ванадия, что сопровождается увеличением параметра его решетки (с 0,4153 до 0,4175 нм). Легирование карбида ванадия молибденом сопровождается сохранением более высокой прочности, твердости и теплостойкости при перестаривании аустенитных сталей, легированных совместно ванадием и молибденом.

В работе выполнен количественный анализ карбидных фаз в состаренных сталях, определены размеры (ф и число частиц в единице объема (п). Показано, что влияние состава аустенитной матрицы на уровень механических свойств проявляется, главным образом, через изменение морфологии, размера и плотности распределения частиц основной упрочняющей фазы - карбида ванадия, легированного молибденом.

Плотность выделения карбидов в первую очередь зависит от реализуемого механизма зарождения частиц и определяется температурно-временными параметрами старения. При гетерогенном зарождении карбидов

ванадия на дислокациях и дефектах упаковки число частиц в ед. объёма составляет При гомогенном матричном зарождении средний размер

карбида ванадия в 2-3 раза меньше, а п на два порядка выше и зависит от содержания в стали углерода и молибдена. Так, в стали Г20Ф2МЗ с 0,08 мас.% С количество карбидов в состаренном состоянии 1Г=9,0х1015 см"3, в стали с 0,26 мас.% С п=3,6х1016 см'3, в стали с 0,73 мас.% С П=9,2х1016см'3. При одинаковом содержании углерода выявляется положительное влияние молибдена, присутствие которого в стали увеличивает количество частиц карбида ванадия. Так, в стали 29Г20Ф2 п составляет 1,8х1016 см'3 (после старения при 650°С, 10 ч), в стали 26Г20Ф2М4 п=3,6х1016 см"3, или в стали 7 5 1п=3,8х1# йй'3, а в 73Г20Ф2МЭ п=9,2х1016 см"3. Легирование карбида ванадия молибденом особенно сказывается на сдерживании роста размера частиц при высоких температурах старения. Так, в ванадийсодержащих сталях с молибденом карбид укрупняется при перестаривании незначительно, в то время как в стали 75Г20Ф2 отдельные частицы вырастают в 4—5 раз.

Максимальная плотность распределения выделяющихся частиц (^Мо)С и максимальное упрочнение дисперсионно-твердеющего аустенита достигнуты при матричном гомогенном зарождении. Для всех исследованных сталей максимальное упрочнение и матричный механизм выделения реализуется при температуре старения 650°С за 10-20 часов. Однако только в случае марганцевого аустенита (стали 26Г20Ф2М4, 45Г20Ф2М2, 73Г20Ф2МЗ) матричный механизм выделения карбидов (^Мо)С характерен для всех исследованных температур старения (600-800°) и выдержек (1-120 ч). В этих сталях с увеличением продолжительности изотермической выдержки частицы ^,Мо)С слабо укрупняются, но их становится больше в ед. объема, при этом наблюдается заметный прирост прочности, который соответствует повышению объемной доли выделения карбидных частиц. В марганцевом аустените выделяются самые мелкие карбиды с высокой плотностью распределения

п = (2-10)х1016см"3.

Легирование аустенита большим количеством хрома или никеля снижает интенсивность дисперсионного твердения: в первом случае из-за связывания части углерода в первичные сложнолегированные карбиды во втором

случае - из-за перехода части углерода в графит.

В никелевом аустените (сталь 45Н26Ф2М2) в процессе старения при 600 и 650°С карбиды (^,Мо)С выделяются по матричному механизму (рис. Зв), но количество частиц в ед. объема оказывается на порядок меньше, чем в марганцевой стали 45Г20Ф2М2, а средний размер частиц в 1,5-2 раза

больше. Никель, увеличивая подвижность вакансий в аустените, не позволяет фиксировать достаточное их количество при закалке, что приводит к значительному уменьшению центров зарождения упрочняющих частиц ^,Мо)С, и, наоборот, ускоряет диффузионный рост частиц. Кроме того, твердый раствор закаленного никелевого аустенита в большей степени обеднен по углероду, чем марганцевый аустенит. В стали 45Н26Ф2М2 углерод частично связан как в

первичные карбиды, так и графит (размер графитных включений 10-30 мкм, объемная доля 0,3 об %, (см табл 2))

Рис 3 Структура сталей а - 26Г20Ф2М4 после закалки и старения при 650°С, 10 ч, темнопольное изображение в рефлексе (111)ус, б - 75Г20М2, 650"С, 10 ч, в - 45Н26Ф2М2, 650°С, 10 ч, г - 50Х16Г15Н6Ф2М2, 650'С, 10 ч, д - 40Х18Н18Ф2М2, 700°С, 20 ч, указаны следы плоскостей в плоскости фольги (110)т, е - 40Х18Н18Ф2М2,700°С, 5 ч, темнопольное

Особенностью сталей, легированных 18 мае % хрома, является наличие в структуре как первичных карбидов не растворившихся при нагреве под

закалку, так и вторичных карбидов хрома, выделившихся на границах зерен в процессе изотермических выдержек (рис Зг) С увеличением продолжительности

изотермических выдержек происходит рост зернограничных карбидов МегзСб. Так, если после старения 650 С, 5 ч размер этих карбидов составляет 25-50 нм, то после старения 650°С, 20 ч - 200 нм, а после 700°С, 20 ч - до 400 нм. В марганцевом аустените зернограничные карбиды невелики: частицы МеС размером 10 - 20 нм образуются при температурах старения 600-650°С, 50-80 нм при 700-750°С, но их охрупчивающее влияние проявляется не в меньшей степени в снижении относительного удлинения и сужения (рис.2). Карбиды Ме2зС$ забирают на себя значительную часть углерода из твердого раствора, в результате при упрочняющем старении образуется на порядок меньше карбидов (У,Мо)С, их число в ед. объема П=(0,02-0,6)х1016 см"3. Это коррелирует с величинами достигаемого при старении уровня прочности аустенитных

сталей (табл.3).

Установлено влияние легирования хромом на механизмы образования карбидов (У,Мо)С в аустенитных Сг-№ и Сг-Мп-№ сталях. Наличие хрома в у-матрице способствует переходу от гомогенного к гетерогенному механизму зарождения карбидов (У,Мо)С при повышении температуры старения, а также приводит при перестаривании к изменению формы частиц (У,Мо)С. Так, на ранних стадиях старения при температурах 600 и 650°С форма частиц карбида (У,Мо)С почти сферическая. С увеличением температуры и продолжительности изотермической выдержки форма частиц изменяется на дискообразную (рис.Зд). Частицы теряют свою когерентность с матрицей в двух направлениях и продолжают расти как пластины, залегая в плоскостях При температуре

старения 700°С, когда степень пересыщения твердого раствора легирующими элементами и вакансиями становится меньше, в Сг-Мп-№ и Сг-М сталях наблюдается гетерогенное выделение карбидов (У,Мо)С на исходных дислокациях (рис. Зе), при этом на порядок снижается число частиц (У,Мо)С в ед. объема (по сравнению с гомогенным распадом), что резко снижает достигаемый уровень упрочнения. Так, у стали 40Х18Н18Ф2М2 после старения при температуре 700°С, 5 ч предел текучести практически не отличается от предела текучести в закаленном состоянии (480 МПа), а после старения при 700°С, 10 ч увеличивается лишь на 70 МПа

Характерной особенностью структуры стареющих аустенитных сталей, упрочняемых карбидами ванадия, является наличие вблизи границ зерен зон, свободных от дисперсных выделений (ЗСВ). Образование таких зон связано с диффузией комплекса вакансия - атом карбидообразующего элемента на границы зерен, где происходит выделение более крупных, чем в теле зерна, карбидных частиц. Ширина этих зон увеличивается с повышением температуры старения, а также с увеличением содержания никеля в аустенитной матрице. Так, после старения при температуре 650°С в марганцевом аустените ширина ЗСВ равна 80 нм, в Сг-Мп-№ - 95 нм, в Сг-№ - 200 нм, в никелевом - 250 нм (рис. 3г, в).

На основе обобщения результатов систематических исследований механических свойств, структуры, кинетики и механизмов дисперсионного упрочнения стареющих аустенитных сталей предложен принцип совместного

легирования карбидообразующими элементами ванадием и молибденом, устанавливающий необходимое их соотношение (в мас.%) Установлено, что дополнительное упрочняющее влияние молибдена и хрома при введении в ванадийсодержащие аустенитные стали связано не столько с образованием собственных карбидов, сколько с их влиянием на количество, размер, стабильность и состав основной упрочняющей фазы - карбида ванадия. Предложен принцип создания цементуемых высокопрочных аустенитных малоуглеродистых сталей, включающий необходимость наличия в стали достаточно высокого содержания сильных карбидообразующих элементов и совпадение оптимальных режимов упрочняющей термической обработки (закалки и старения) для цементуемого слоя и аустенитной стали.

Глава 3. Жаропрочность карбидоупрочняемых аустенитных сталей с различной основой

В третьей главе приведены результаты исследования жаропрочных характеристик (пределы кратковременной и длительной прочности, длительная пластичность, скорость ползучести, время до разрушения) высокопрочных аустенитных сталей с карбидным упрочнением на марганцевой, хромомарганцевоникелевый, хромоникелевой и никелевой основах при температурах 500, 600 и 700°С и напряжениях от 150 до 600 МПа на базе испытаний до 20000 часов. С использованием параметрического уравнения Ларсена-Миллера на основе экспериментальных данных построены условные параметрические диаграммы длительной прочности, позволяющие прогнозировать долговечность этих сталей в широком интервале температур и напряжений. Определен механизм ползучести, обсуждается взаимосвязь легирования, морфологии выделения карбидов в аустенитных сталях на различной основе с уровнем их жаропрочности.

Перед испытаниями на жаропрочность образцы всех сталей были закалены от 1175°С в воде и состарены в режиме перестаривания при температуре 700°С в течение 20 ч. Результаты кратковременных высокотемпературных испытаний на растяжение при 600°С также, как и при испытаниях при 20°С (значения приведены в скобках) свидетельствуют (табл. 4) о преимуществе марганцевого и хромомарганцевого аустенитов (о^о^^З МПа и 570 МПа, соответственно,) перед никелевым и хромоникелевым (о^ц^у^Ы И 412 МПа). Механические свойства при 600°С исследуемой хромомарганцевоникелевой стали 50Х16П5Н6Ф2М2 превосходят свойства известной .стали ЭИ388 (40Х15Н7Г7ФМС) как по прочности, так и по пластичности.

Длительные испытания на жаропрочность при постоянных температурах 500, 600 и 700°С и напряжениях от 150 до 600 МПа позволили получить для каждой стали первичные трехстадийные кривые ползучести. На основании полученных экспериментальных данных построены зависимости (в двойных логарифмических координатах) скорости ползучести на установившейся стадии

и времени до разрушения от напряжений определены параметры степенных уравнений ползучести, установлена чувствительность скорости ползучести и времени до разрушения к уровню напряжений. В нашем случае для температур испытания Т ^О^-О.б)^ и нормированных напряжений с/Е = 7'10 4 феноменологические зависимости от а описываются уравнениями:

где А и В- постоянные.

Определено, что параметры незначительно уменьшаются с ростом

температуры и зависят от состава аустенитной основы стали. Так, при температуре 600°С для стали 45Г20Ф2М2 п=15, 50Х16Г15Н6Ф2М2 п=7,3, 45Х18Г10Н10Ф2М2 п=9,6, 40Х18Н18Ф2М2 п=8,2 и 45Ш6Ф2М2 п=11,8. По

абсолютной величине полученные значения параметров

характерны для дисперсионно-твердеющих жаропрочных сплавов и показывают, что температурно-силовые условия испытаний находятся в области дислокационных механизмов ползучести. О механизме пластической деформации, реализуемом при испытаниях, судили также на основании величины энергии активации ползучести и ее зависимости от деформирующих напряжений. Оценка величины энергии активации ползучести для напряжений 400 МПа и 320 МПа для стали 50Х16П5Н6ФМ2 дает значения 420 и 470 кДж/моль, соответственно, что в 1,5 раза больше энергии активации объемной самодиффузии Ре в аустените (276 кДж/моль). Поэтому предполагается, что протекание пластической деформации в стали на установившейся стадии контролируется не процессом объемной самодиффузии, что характерно для диффузионной ползучести, а имеет место дислокационный механизм ползучести.

Таблица 4

Механические свойства упрочненных сталей

Марка стали а<п, МПа ств, МПа 6,%

45Г20Ф2М2 625(1130) 730(1465) 10(10) 44(21)

50Х16Г15Н6Ф2М2 570(755) 710(1050) 12,4(23) 44,5 (38)

45Х18Г10Н10Ф2М2 400 (885) 590(1070) 24,5 (15) 51,2(35)

40Х18Н18Ф2М2 412 (555) 617 (900) 26,7 (19) 35 (49)

45Н26Ф2М2 414(620) 633 (780) 28,5 (22) 30,5 (55)

ЭИ388-40Х15Г7Н7ФМС 500(600) 640(1000) 9(15) 23(15)

Электронно-микроскопические исследования структуры после длительных высокотемпературных испытаний на ползучесть подтвердили её дислокационный механизм. Так, в сталях 40Х18Н18Ф2М2 и 45Н26Ф2М2 после испытаний (600°С, 250-400 МПа) в зоне разрушения наблюдается образование ячеистой субструктуры (рис. 4а). Замечено, что структура стали 45Г20Ф2М2 после длительных высокотемпературных выдержек практически не изменяется, материал изначально сильно упрочнен, и процессы деформации, связанные со скольжением дислокаций, заблокированы и протекают очень ограниченно.

Средний размер (5 нм) и плотность выделения (п-1-1016 см"3) карбидных частиц (V,Mo)C в этой стали остаются такими же, как и в исходном состоянии. Сталь 45Н26Ф2М2 по сравнению с остальными исследованными сталями отличается наибольшей нестабильностью карбидов (V,Mo)C. В Cr-Ni и Ni сталях после испытаний (600°С, 400 МПа) частицы карбида ванадия укрупняются до 25-30 нм и меняют свою сферическую форму на дискообразную, при этом плотность выделения частиц снижается до П~Ы014 см'3. В сталях, легированных хромом, в процессе длительных высокотемпературных выдержек происходит дополнительное выделение карбидов МегзСб- Они появляются после выдержек более 1000 ч при температурах 600 и 700°С, выделяются в теле аустенитных зерен в виде скоплений по плоскостям {111}т, ебразуя своеобразный каркас из ансамбля частиц, и являются дополнительным эффективным препятствием для движения дислокаций (рис. 46). Скорость ползучести у Сг-Мп, Cr-Mn-Ni, Cr-Ni сталей на 2 порядка ниже, чем у марганцевой стали.

а б

Рис.4 Структура сталей после испытаний на ползучесть: а - 45Н26Ф2М2,600 С, 400 МПа, 1076 ч; б - 45Х18Г10Н10Ф2М2, 600°С, 320 МПа, 1016 ч, темнопольное изображение в рефлексе(Ш)сйзсб-

На рис. 5 представлены в полулогарифмических координатах зависимости скорости ползучести на установившейся стадии и времени до разрушения исследованных сталей от прилагаемых напряжений при испытаниях на ползучесть при температуре 600°С. Аналогичные зависимости получены для температур испытаний 500 и 700°С. Скорость ползучести на установившейся стадии во всех сталях увеличивается с повышением температуры испытаний и прилагаемой нагрузки. Так, скорость ползучести сталей при температуре 600°С и напряжениях 200-300 МПа составляет (в %/ч) 6 ~ 1-Ю"4, при температуре 700°С и напряжении 200 МПа - £~ 1-10"3, при температуре 700°С и напряжениях 400-500 МПа - ё ~ 1'Ю"1, при температуре 500°С и напряжении 600 МПа - . В свою очередь, скорость ползучести на установившейся стадии

зависит от состава аустенитной матрицы. Так, при напряжении 320 МПа (температура 600°С) наибольшая скорость ползучести (в %/ч) наблюдается у стали 45Г20Ф2М2 £=3,8х10'2 , у остальных сталей она на 2 порядка меньше: у стали 50Х16П 5 Н6Ф2М2 ¿=3,1x10Ч, 45Х18Г1 ОН 10Ф2М2 £=2,2х10"\

22

40Х18Н18Ф2М2 ё=6,3х10"4 и 45Н26Ф2М2 £=9х10Л При температуре 700°С при таком же напряжении скорость ползучести марганцевой и хромомарганцевой сталей на порядок выше, чем у никельсодержащих сталей. При температуре 600°С и умеренных напряжениях (200 МПа) или температуре 500°С и более высоких напряжениях (500 МПа) исследуемые стали проявляют очень высокую долговечность, выдерживая нагрузку без разрушения более 15000 часов. Так, образец из стали 50Х16П5Н6Ф2М2 выдержал при температуре 500°С и напряжении 600 МПа более 18000 ч, образец из стали 40Х18Н18Ф2М2 разрушился при температуре 500°С и напряжении 500 МПа после 22000 часов.

150 200 250 300 350 400 450 500 550 600 650 )» 200 250 300 350 400 450 500 550 600 650 Нир.жпис, МП. HMiprau. МП.

а б

Рис.5 Зависимость скорости ползучести на установившейся стадии (а) и времени до разрушения (б) от напряжений при 600°С сталей 45Г20Ф2М2 (1), 50Х16П5Н6Ф2М2 (2), 45Х18Н10Г10Ф2М2 (3), 40Х18Н18Ф2М2 (4) и 45Н26Ф2М2 (5).

Обнаружено, что длительная пластичность (относительное удлинение до разрушения) у образцов из марганцевой, хромомарганцевоникелевых и хромоникелевой сталей не превышает 1% при температуре 600°С и 2,5% при 700°С во всем диапазоне прилагаемых нагрузок, что характерно для высокопрочных сталей. У никелевой стали длительная пластичность заметно выше: 5=4-5% при испытаниях при 600°С и 4-8% при 700°С. Прослеживается влияние важнейшего качества никеля, как легирующего элемента - способность повышать пластичность сталей. Результаты испытаний указывают, что чем больше в аустенитной матрице содержится никеля, тем большую пластичность проявляет сталь в процессе ползучести. В конечном итоге удачное сочетание умеренного упрочнения и достаточного запаса пластичности и обуславливает хороший комплекс жаропрочных свойств всех никельсодержащих исследованных аустенитных сталей.

В работе определены пределы длительной прочности исследуемых сталей для конкретных условий испытаний, а для длительного времени эксплуатации (100000 ч) рассчитаны путем экстраполяции экспериментальных зависимостей Т ~ f(a) и с помощью параметрического прогнозирования с использованием уравнения Ларсена-Миллера:

Р=Т(^т - -Б) 10" (2)

где Р - параметр, Т - температура испытания, т - время до разрушения, 8 -постоянная (8= -20).

Построены условные параметрические диаграммы длительной прочности, выполнен расчет прогнозируемой длительной прочности в температурном диапазоне 500-700°С для долговечности 1000, 10000 и 100000 ч. Показано (табл. 5), что предел длительной прочности зависит от системы легирования аустенитной стали, при этом не соблюдается обычная корреляция с кратковременным пределом текучести. Марганцевый аустенит, имеющий изначально самые высокие значения прочности как при 20, так и при 600°С, обнаруживает наименьшие значения предела длительной прочности (ст6ООкхи)=240 МПаи О60°юооо=190 МПа). Напротив, неожиданно высокие значения длительной прочности имеют место у никелевой стали 45Н26Ф2М2 (а6°°юоо=364 МПа и обладающей исходно меньшими прочностными характеристиками, но наилучшей пластичностью. Однако обе эти стали не содержат хрома и не могут претендовать на роль высокопрочного конструкционного материала для работы при повышенных температурах в окислительной среде. Высокие жаропрочные свойства проявили хромомарганцевоникелевые стали 50Х16П5Н6ФМ2 и 45Х18П0Н10Ф2М2: по пределу длительной прочности при температурах 5ОО-7ОО°С на базе до 100000 ч они превосходят известные промышленные стали ЭИ388 (40Х15Н7Г7ФМС) и ЭИ481 (37Х12Н8Г8МФБ).

Таблица 5

_Расчетные пределы длительной прочности исследованных сталей, МПа

Оюоо при Оюооо при вюоооо при

Марка стали температурах ,°С температурах ,°С температурах ,°С

500 600 700 500 600 700 500 600 700

45Г20Ф2М2 343 240 143 290 190 95 238 12 15

50Х16Г15Н6Ф2М2 490 310 124 399 200 114 322 192 63

45Х18Г1 ОН 10Ф2М2 444 340 182 381 256 114 317 168 19

40Х18Н18Ф2М2 417 290 130 349 211 44 283 118 -

45Н26Ф2М2 543 364 189 457 265 104 362 180 -

ЭИ388 - 320 180 - 180 110 - 80

На основе результатов испытаний и электронно-микроскопических исследований предложен принцип разработки жаропрочных карбидоупрочняемых аустенитных сталей, включающий комплексное легирование аустенита углеродом (0,4-0,5 мас.%), ванадием (1,6-2,0 мас.%), молибденом (1,6-2,0 мас.%) при обязательном введение хрома (не менее 12 мас.%) и никеля (не менее 6 мас.%), что обеспечивает после упрочняющей термообработки не только высокие механические свойства и термическую стабильность структуры, но и сохранение минимально необходимой способности упрочненного аустенита к пластической деформации в условиях ползучести по дислокационному механизму.

Глава 4. Сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением марганцевых аустенитных сталей

Среди различных видов разрушения материалов выделяется процесс коррозионного растрескивания под напряжением (КРН) - возникновение и развитие трещин в коррозионной среде под действием напряжений. В работе предложены пути повышения сопротивления КРН высокопрочных аустенитных сталей. Стойкость сталей к коррозионному растрескиванию под напряжением в 33,5% водном растворе поваренной соли определяли при консольном изгибе образцов с заранее нанесенной усталостной трещиной (по методу Брауна). Мерой сопротивления КРН служили разрушающее напряжение в агрессивной среде

время до разрушения и отношение разрушающего напряжения в коррозионной среде к разрушающему напряжению на воздухе

Рассмотрено влияние на склонность к КРН содержания углерода в марганцевых аустенитных сталях, выплавленных в лабораторных условиях (08Г20Ф2МЗ, 15Г20Ф2М4, 25Г20Ф2М4) и в промышленных условиях ПО "Уралмаш" (19Г20Ф2М2, 29Г20Ф2М2). Повышение прочности после дисперсионного твердения, а также увеличение стабильности сталей к деформационным превращениям у—>-б(а) в зоне развития трещины при увеличении содержания углерода (с 0,08 до 0,29 мас.%) увеличивает стойкость к КРН. Наиболее стойкой к КРН оказалась сталь с максимальным содержанием углерода, следовательно, зернограничные выделения карбидов ванадия не являются основной причиной КРН. Сильное влияние на сопротивление КРН оказывают температурно-временные параметры упрочняющей термической обработки стали. Так, увеличение продолжительности изотермической выдержки от 10 до 20 ч при старении (650°С) или повышение температуры старения с 650 до 700°С (при одинаковой изотермической выдержке 10 ч) повышают стойкость стали к КРН. ТМО (деформация на 20 % при 500°С), проведенная перед старением, также улучшает сопротивление КРН стали типа 30Г20Ф2М2.

Выявлено повышение (более чем в 2 раза) стойкости к КРН карбидоупрочняемых аустенитных марганцевых сталей при перестаривании. Высокое сопротивление КРН у стали 15Г20Ф2М4 (оаа'=0,75от, на базе испытаний более 3000 ч) достигается после дисперсионного твердения в режиме перестаривания при 750°С, 20 ч (Оо,2=745 МПа, 6=26%, Ч'=45%). У этой же стали с оптимальными механическими свойствами, достигнутыми после старения при 650°С, 10 Ч (СТ0Д=835 МПа, 5=30%, ¥=63%) стойкость к КРН намного хуже (ОсредФ.^ на базе 1500 ч испытаний).

Фрактографический анализ показал, что при испытаниях на КРН образцов после низкотемпературного старения в зоне медленного разрушения наблюдается интеркристаллитный излом (рис. 6а). Межзеренное разрушение происходит из-за преобладающего хрупкого растрескивания материала по границам зерен, что связано с зарождением микротрещин на границе раздела у-матрица - частица карбида. У образцов в перестаренном состоянии излом в зоне медленного разрушения имеет смешанный характер и развивается как по

границам, так и по телу зерна с преобладанием вязкой составляющей (рис. 66). В зоне долома в обоих случаях характер разрушения вязкий.

Для выяснения причин повышения стойкости к КРН при перестаривании изучены структурные изменения в стали 15Г20Ф2М4 после испытаний на КРН, рассчитаны значения параметра кристаллической решетки и уровень микроискажений (Да/а) в зависимости от температурно-временных параметров старения. Показано, что с увеличением продолжительности старения по мере возникновения и роста карбидной фазы, из-за обеднения у-твердОГО раствора

карбидо-образующими элементами параметр решетки аустенита уменьшается от 0,3617 до 0,3610 нм (на Да = 0,0007 нм после старения при температуре 750°С в течение 20 ч). В процессе старения наблюдается также изменение напряженного состояния решетки аусте-нита, что выражается в изменении ширины дифракционных максимумов. Наибольшее влияние на

напряженное состояние

решетки твердого раствора оказывают когерентные выделения (V,Mo)C. Уширение линии (311)у и уровень микроискажений кристаллической решетки растут из-за выделения карбидов при температуре старения 650°С почти в два раза. Так, физическое ((3) уширение линии (311^ после старения (650°С, 20 ч) достигает 7,4 мрад, а уровень микроискажений - 0,18%. При температуре перестаривания 750°С после выдержки 20 ч происходит резкое уменьшение и Да/а: значение рлинии (311)гуменьшается до 4,8 мрад, величина- до 0,05%. Сделан вывод, что значительное повышение сопротивления КРН марганцевых

аустенитных сталей с карбидным упрочнением при перестаривании связано с потерей когерентности частиц (У,Мо)С и соответствующим уменьшением в несколько раз общего уровня микроискажений кристаллической решетки аустенита. Дополнительными причинами повышения сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением при перестаривании являются структурные изменения: рост матричных выделений, увеличение расстояния между ними, коагуляция расположенных на границах зерен карбидов УС и сопровождающаяся увеличением свободных от карбидов приграничных зон, выравнивание по составу приграничных зон. Все это уменьшает долю хрупкого межкристаллитного разрушения в процессе развития коррозионно-механических трещин.

Рассмотрено влияние содержания молибдена в количестве 2, 4, 6 мас.% на механические свойства, структуру и стойкость к КРН аустенитных марганцевых дисперсионно-твердеющих сталей типа 25Г20Ф2М (табл.1, №11,12, 14). Легирование этих сталей молибденом вызывает существенное увеличение их прочностных характеристик и теплостойкости. Максимальное упрочнение сталей 25Г20Ф2М2(М4,М6) также достигается в процессе 10-часового старения при 650°С (а0.2~1100-1200 МПа, 5=20=25%, №2-41%, КСТ=0,35 МДж/м2). Однако

сопротивление КРН в 3,5 %-ном водном растворе №С1 после такой термообработки мало. Высокое сопротивление КНР достигается лишь после дисперсионного твердения в режиме перестаривания при 750°С, 20 ч когда механические свойства ниже (ао,2=1000 МПа, 5=15%, Т=30%, КСТ=0,24 МДж/м2).

Показано, что увеличение количества молибдена с 2 до 4 или 6 мас.% в марганцевых аустенитных сталях приводит к повышению сопротивления КРН только после низкотемпературного старения (при температуре 650°С). Разрушающее напряжение на базе 1500 ч испытаний в 3,5%-ном водном

растворе ШС1 для сталей 25Г20Ф2М2, 25Г20Ф2М4, 25Г20Ф2М6 растет и составляет, соответственно, 950, 1000 и 1150 МПа, а Осри/^кпд равно, соответственно, 0,56, 0,61 и 0,75. В перестаренном состоянии (старение при 750°С, 20 ч) влияние количества молибдена не проявляется. Для всех исследованных сталей разрушающее напряжение в среде на базе 1500 ч составляет 1300 МПа, величина Осре,|/а»озд равна 0,88 - 0,92, а при 4000 часовом испытании образцы не разрушаются в среде при напряжениях 1030-1060 МПа. Следовательно, правильно подобранные температурно-временные параметры старения позволяют рационально легировать молибденом аустенитные марганцевые дисперсионно-твердеющие стали.

Выявлено, что сопротивление КРН в 3,5% водном растворе №С1 карбидоупрочняемых марганцевых аустенитных сталей значительно выше, чем хромомарганцевых соответственно). В

состаренной хромомарганцевой аустенитной стали 35Х12Г24Ф2М2 (табл.1, №34) наблюдалось катастрофическое снижение стойкости к КРН, связанное с ослаблением границ в результате выделения при старении сплошной сетки крупных карбидов СггзСб. Образцы этой стали долго не разрушаются на воздухе

под нагрузкой, составляющей и разрушаются через 3-20 ч при тех

же относительных нагрузках в 3,5% водном растворе №С1. Разрушение стали 35Х12Г24Ф2М2 в среде хрупкое, развивающиеся по границам зерен (рис. 6в).

Показано, что в хромомарганцевых аустенитных сталях, легированных ванадием и молибденом, замена углерода азотом сопровождается увеличением стойкости к КРН, что связано с отсутствием в азотистых сталях крупных зернограничных выделений карбидов хрома, присутствие которых резко снижает пластичность и, главное, - коррозионную стойкость аустенитных сталей. Благодаря легированию ванадием и молибденом в структуре состаренной стали 04Х18Г15Н6АФ2М2 (табл.1, №32) не наблюдается скоплений нитридов хрома по границам зерен и выделений частиц по механизму прерывистого распада.

Предел длительной коррозионной стойкости для стали с нитридным упрочнением 04Х18Г15Н6АФ2М2 составляет 1000 МПа. Образцы практически не подвержены КРН при нагрузках, составляющих разрушение в среде имеет

смешанный характер с преобладанием вязкого разрушения (рис.6г).

В результате выполненных исследований сформулированы принципы создания высокопрочных карбидоупрочняемых марганцевых аустенитных сталей, стойких к КРН: необходимость получения высокопрочного аустенита, стабильного по отношению к деформационным превращениям, за счет

достаточного легирования углеродом и карбидообразующими элементами (ванадием и молибденом), и обязательное применение к таким сталям упрочняющей термообработки в режиме перестаривания.

Глава 5. Влияние магнитных превращений, термоциклирования, способов деформации на изменение структуры и свойств аустенитных сталей и сплавов

В главе рассмотрены механические свойства марганцевых аустенитных сталей 75Г20,26Г20Ф2М4,73Г20Ф2М4 (табл.1, №1,12,20) и сплавов Г32 и Г36 при температурах от —196 до 300°С, изменение физико-механических свойств аустенитных сплавов Г40 и Х12Н40 при циклическом изменение температуры от —196 до 900°С, влияние пластической деформации со степенями до е=2,1 прокаткой и методом равноканально-углового прессования на формирование структуры и свойств аустенитных сплавов.

При исследовании температурной зависимости механических свойств и при дилатометрических измерениях замечены резкие изменения, связанные с магнитным превращением - переходом парамагнитного аустенита в антиферромагнитный при охлаждении ниже температуры точки Нееля Явление антиферромагнетизма в железомарганцевом аустените достаточно хорошо изучено, построена магнитная фазовая диаграмма, прослежено изменение физических и механических свойств марганцевых бинарных сплавов (И.Н.Богачев, В.Ф.Еголаев, Т.Л.Фролова). В настоящей работе на кривых температурной зависимости прочностных характеристик закаленных и состаренных стабильных аустенитных сталей 26Г20Ф2М4, 73Г20Ф2М4 и

закаленных сплавов 75Г20, Г32 и Г36 зафиксированы перегибы, температурное положение которых коррелирует с положением точки Тц. Ниже Тм имеет место более интенсивный рост прочностных свойств. Если "температурный коэффициент упрочнения" ДаоУДТ для парамагнитного состояния изменяется в пределах от —0,3 до —0,8 МПа/град, то для антиферромагнитного состояния он в 3 раза больше и изменяется от —1,0 до —2,5 МПа/град (табл. 6).

Таблица 6

Предел текучести и "температурный коэффициент упрочнения" ДаоУДТ

исследованных сталей

Сталь и TN, °С Термообработка Предел текучести, МПа при температуре ,°С До0уДТ в интервале температур

-196 -100 -50 20 100 200 20* -196 200* 20

75Г20 Tn=40 Закалка 1150°C, 1ч 750 430 410 370 340 310 -1,6 -0,3

26Г20Ф2М4 Tn=40 Закалка 1150°С,1ч 670 500 430 360 310 250 -1,4 -0,7

26Г20Ф2М4 Tn=45 Зак.+стар. 650°С, 10ч 1220 1130 1110 1030 950 910 -1,0 —0,6

73Г20Ф2М4 Tn=50 Закалка 1150°С,1ч 1100 750 630 580 500 440 -2,5 -0,7

73Г20Ф2М4 TN=60 Зак.+стар. 650°С, 5 ч 1860 1700 1530 1440 1310 1270 -2,0 —0,8

Для объяснения обнаруженного эффекта более сильного упрочнения марганцевых аустенитных сталей при охлаждении ниже в работе использована модель "магнитодисперсионного твердения", согласно которой дополнительное упрочнение возникает за счет формирования микрообластей флуктуационной природы с отличающейся магнитной структурой. Если считать, что центрами флуктуации являются атомы железа, окруженные в первой координационной сфере только атомами железа, то при парамагнитные железные области

находятся в пределах антиферромагнитного аустенита, то есть образуется гетеромагнитная структура. Упругие искажения, возникающие при охлаждении на границе «парамагнитная микрообласть - антиферромагнитная у-матрица» из-за разницы в коэффициенте линейного расширения, могут служить причиной торможения дислокаций. В работе был оценен вклад в упрочнение, обусловленный сопротивлением перерезанию краевыми дислокациями

парамагнитных частиц:

где Я-радиус упрочняющей частицы, с-концентрация железа, Да-разница в коэффициентах линейного расширения, -степень переохлаждения ниже Показано, что экспериментально полученный прирост предела текучести хорошо коррелирует с расчетными значениями, и, например, экспериментальный прирост предела текучести для сплавов Г32 и Г36, равный 175 и 190 МПа, соответствует расчетным значениям для парамагнитных частиц радиусом 0,6 - 0,7 нм.

Многие конструкционные элементы, работающие в условиях нестационарного теплового воздействия, испытывают влияние циклического изменения температуры, что вызывает их преждевременные повреждения. Марганцевый и хромоникелевый аустениты, являющиеся основой многих аустенитных сталей и сплавов со специальными свойствами, имеют различные характеристики теплопроводности, коэффициента линейного расширения, энергии дефектов упаковки, механических свойств, и по разному реагируют на термоциклические обработки (ТЦО).

В работе при исследовании влияния циклического изменения температуры в интервале (-196°) О 900°С до 100 циклов показано, что ТЦО практически не приводит к упрочнению сплавов Г40 и Х12Н40, несмотря на заметный рост плотности дислокаций (рис. 7). У марганцевого аустенита наблюдается значительное снижение пластичности, главным образом, относительного сужения, что хорошо коррелирует с сильным уменьшением плотности образцов после циклического воздействия. Относительное сужение у Г40 уменьшается при термоциклировании на 50% от первоначальной величины (с 68 до32%), а у Х12Н40 - на 30 %, что пропорционально изменению плотности материала на 0,56% и 0,31%. Иными словами, значения отражают степень

воздействия ТЦО на материал.

Исследованные сплавы не имеют в температурном интервале циклирования фазовых превращений первого рода, не содержат вторых фаз, основные преобразования при ТЦО происходят в дислокационной структуре. В структуре уже после 2 циклов нагрева и охлаждения происходит накопление дефектов, плотность дислокаций возрастает в 10 раз по сравнению с исходным состоянием. После 10 циклов в обоих сплавах формируется ячеистая структура. Дальнейший рост числа термоциклов приводит к изменению стенок ячеек, они становятся уже, очищаются от дислокационных петель, дислокации в них постепенно выстраиваются в сетки. После 100 циклов в сплаве Г40 встречаются более регулярные сетки. Рост плотности дислокаций, появление ячеистой структуры - это результат пластической деформации при ТЦО, степень которой повышается с увеличением числа циклов, а переход ячеистой структуры в полигональную - это результат перестройки дислокационной структуры под влиянием высокой температуры и действующих напряжений.

Сравнительные исследования показали, что обычная пластическая деформация прокаткой, в отличие от ТЦО, значительно увеличивает прочностные свойства сплавов: с повышением степени деформации до 25% предел текучести у сплава Г40 растет с 260 до 760 МПа, у сплава Х12Н40 с 230 до 620 МПа. При этом относительное удлинение уменьшается 4 раза, в то время как относительное сужение, в отличие от воздействия ТЦО, не изменяется. Плотность сталей после холодной прокатки также практически не изменяется. Отсюда, резкое уменьшение плотности образцов после ТЦО связано не с повышением количества дислокаций, а с появлением внутренних микронесплошностей, микрорастрескиванием образцов. Более низкая стойкость к термоциклическому воздействию марганцевого аустенита по сравнению с хромоникелевым определяется его меньшей теплопроводностью, более высоким значением КЛР, а также более низким сопротивлением динамическим нагрузкам при отрицательных температурах.

а б

Рис.7 Изменение физико-механических свойств сплавов Г40 (а) и Х12Н40 (б) при ТЦО в интервале температур 196о900°С (нагрев в соли, охлаждение в воде и жидком азоте) в зависимости от количества циклов.

Глава 6. Поверхностное упрочнение и износостойкость ГЦК-сплавов на основе железа

Химико-термическую обработку следует считать наиболее универсальным методом поверхностного упрочнения сталей. Необходимы новые методы поверхностного упрочнения аустенитных сталей, т.к., например, цементация (науглероживание) обычных аустенитных сталей не вызывает образования глубокого упрочненного поверхностного слоя. В работе предложен новый принцип поверхностного упрочнения, заключающийся в создании дисперсных и крупных карбидов различного типа в науглероженном слое специально разработанных малоуглеродистых аустенитных сталей, легированных достаточным количеством ванадия и молибдена. Для получения глубокого поверхностного упрочнения исследованы различные аустенитные стали и различные температурно-временные режимы газовой цементации, нитроцементации, газового и ионного азотирования, лазерной обработки поверхности.

Цементация (науглероживание) низкоуглеродистых аустенитных Мп-У-Мо сталей, в частности, 26Г20Ф2М4, с последующей закалкой и старением обеспечивает, в отличие от азотирования, получение глубоких (1,0 - 3,5 мм) поверхностных слоев с высокой твердостью (52 ед.НКС, микротвердость 6500 МПа), обладающих хорошей износостойкостью в широком диапазоне скоростей скольжения в условиях сухого трения. Показано, что введение в Мп-У сталь молибдена позволяет избежать формирования в науглероженном слое сплошной карбидной сетки по границам зерен. Отличительной особенностью предложенной технологии является совпадение режимов упрочняющей термической обработки для науглероженного слоя и для малоуглеродистой аустенитной матрицы. Этот способ является новым способом поверхностного упрочнения аустенитных сталей (А.с. № 1103558). Азотирование позволяет получать значительно более высокую микротвердость поверхности (9000-14000 МПа), однако упрочненные слои на порядок тоньше. Нитроцементация марганцевых аустенитных сталей типа 26Г20Ф2М4 с последующей закалкой и старением дает слои глубиной 0,4-0,6 мм с поверхностной микротвердостью 8500-9700 МПа. Испытания образцов на трение и изнашивание, проведенные на лабораторной установке (по схеме палец-пластина и палец-диск) в условиях сухого трения скольжения при скоростях скольжения 0,05- 4,3 м/с и удельном давлении 2 МПа в паре со сталью Х12М, показали, что в результате цементации износостойкость стали 26Г20Ф2М4 при больших скоростях скольжения увеличилась в 7 раз (табл. 7). Таких же результатов позволяет достичь и нитроцементация. Тонкие азотированные слои, несмотря на высокую исходную твердость, при больших скоростях скольжения по износостойкости уступают цементованным слоям. Замечено, что при низких удельных давлениях и слабом фрикционном нагреве (температура поверхности трения не более 50°С) все исследованные стали по износостойкости превосходят сталь Гадфильда.

Из разработанной стали 26Г20Ф2М4 были изготовлены шестерни на Барнаульском заводе Трансмаш, на которых опробован предложенный способ (А.с. №1103558) поверхностного упрочнения (газовая цементация в триэтаноламине при 940°С, 25 ч с последующей закалкой и старением при 650°С, 10 ч). Получение глубоких (до 3 мм) и твердых (твердость более 50 ед.НRС, микротвердость 6500 МПа) износостойких слоев на неферромагнитных деталях было достигнуто впервые.

Таблица 7

Влияние скорости скольжения на интенсивность изнашивания (Щ и _коэффициент трения (к)_

Характеристики (в числителе 1ьх108 , в знаменателе к) при

Сталь Режим обработки скоростях скольжения, м/с

0,05 2,3 4,3

24Г20 Цементация 940°С, 25 ч + закалка 1150°С, 1 ч + + старение 650°С, 10 ч ш 0,56 14.0 0,35 69.0 0,35

29Г20Ф2 такой же 11 19 100.0

0,64 0,25 0,35

26Г20Ф2М4 такой же М М 19

0,80 0,28 0,29

26Г20Ф2М4 Закалка 1150°С+ионное L0 6J 12.0

азотирование 650°С, 12 ч 0,44 0,37 0,37

26Г20Ф2М4 Закалка 1150°С+ 0.87 12 и

нитроцементация 750°С, 24 ч 0,80 0,35 0,29

110Г13 Закалка 1100°С, вода М 0,55 64 0,40 160 0,44

Для выяснения причин высокой износостойкости цементованной (науглероженной) стали 26Г20Ф2М4 были исследованы модельные материалы: 75Г20, 75Г20М2, 73Г20Ф2 и 73Г20Ф2М4, рассмотрено влияние дисперсионного твердения на износостойкость аустенитных марганцевых сталей в условиях сухого трения в интервале скоростей скольжения 0,054,3 м/с и удельных давлений 1-10 МПа. Показано, что в результате деформации при трении поверхностные слои сталей с разным легированием упрочняются неодинаково. При этом сталь 75Г20М2, легированная молибденом, при низкой исходной твердости в отличие от стали 75Г20Ф2, легированной ванадием, обнаруживает высокую степень упрочнения поверхности и достаточно высокое сопротивление изнашиванию. При малых скоростях скольжения (0,05 - 1,65 м/с) все стали, несмотря на различия в исходной твердости, имеют примерно одинаковую и высокую износостойкость При увеличении скорости скольжения до

2,3 - 4,0 м/с только у высокоуглеродистой стали, совместно легированной ванадием и молибденом (сталь 73Г20Ф2М4), сохраняется высокая износостойкость. В работе доказано, что основной причиной этого является выгодное сосуществование в аустенитной железомарганцевой матрице ультрадисперсных карбидов (V,Mo)C и крупных неравноосных карбидов Ме$С и МеС, не растворившихся при нагреве под закалку. Крупные карбиды играют роль высокопрочного каркаса, повышающего несущую способность поверхностного слоя. Дисперсные карбиды (V,Mo)C, упрочняя у-матрицу, повышают её сопротивление пластической деформации при износе. Повышенная теплостойкость стали также положительно сказывается в условиях сильного фрикционного нагрева при больших скоростях скольжения. Коэффициент трения исследованных сталей с ростом скорости скольжения заметно снижается, но определенного влияния легирования марганцевых аустенитных сталей на коэффициент трения не обнаружено.

В работе впервые экспериментально доказана возможность поверхностного упрочнения нержавеющих высокохромистых сталей за счет выделения твердой и немагнитной а-фазы. На основании микроструктурных исследований выяснена последовательность фазовых превращении в сталях типа Х28Н8М2 при нагреве: сначала в интервале температур 450-500°С происходит выделение с изоморфной матричному ферриту решеткой, затем в

широком интервале температур 450-1000°С в закаленных на феррит сталях образуется аустенит двух морфологических разновидностей. При температурах 700-900°С из феррита выделяется О-фаза (с максимальной интенсивностью образования при 750-800°С), в результате чего твердость повышается до 50 ед.НRС. Показано, что за счет варьирования концентрацией углерода в сталях типа Х28Н8М2 (табл.1, №45-51) можно в широких пределах изменять содержание твердой и немагнитной ст-фазы. На основе результатов исследований предложен новый способ термической обработки немагнитных сталей и сплавов (А.с. №827565), включающий процесс обезуглероживания поверхности изделия из сталей типа 65Х29Н8М2 на заданную глубину и последующее старение с целью выделения упрочняющей а-фазы в обезуглероженном слое. Сигма-содержащий поверхностный слой толщиной 0,4-1,0 мм и твердостью не менее 50 ед. HRС обладает высокой износостойкостью в условиях трения со смазкой и абразивного износа. При сухом трении, когда имеет место адгезионное взаимодействие металлических поверхностей, выделение а-фазы не обеспечивает удовлетворительного сопротивления изнашиванию, что обусловлено ее высокой хрупкостью.

Экспериментально показано, что износостойкость белых хромистых аустенитно-мартенситных чугунов типа имеющих в структуре до 30%

карбидов в сильной степени зависит от структуры металлической

матрицы. При исследовании стойкости лопаток дробеметных аппаратов из чугуна типа с аустенитной матрицей показано, что для специфических

условий износа (интенсивное абразивно-адгезионное изнашивание с сильным

локальным ударным воздействием) твердость аустенитной матрицы недостаточна. Переход от чисто аустенитной матрицы к более твердой аустенитно-мартенситной за счет корректировки состава по марганцу и дополнительного легирования молибденом позволил значительно (в 5 раз) увеличить ресурс работы этих деталей.

Разработан новый способ поверхностного упрочнения метастабильных аустенитных сталей типа Х12Н12ТЗ и Н26ТЗ (А.с. №924161) с помощью контролируемого мартенситного превращения и азотирования. В предложенном способе поверхностного упрочнения метастабильных Ni-Cr-Ti аустенитных сталей мартенсит получают только в поверхностном слое после предварительной подготовки структуры, а именно, стабилизации аустенита и последующей его дестабилизации только в поверхностном слое. Как показали элетронно-микроскопические исследования, причиной стабилизации аустенита в результате старения при 500-600°С является выделение дисперсных частиц у'-№зТ1-фазы, равномерно распределенных в аустенитной матрице. Дестабилизация стали при повышении температуры старения более 650°С связана с потерей когерентности частиц у '-NijTi-фазы и частичным превращ е^-ф^Ы в более стабильную Tl'-NijTi-фазу, в результате увеличивается объемная доля высоконикелевых / И Т|-фаз, аустенит обедняется по никелю, что сопровождается повышением температуры начала мартенситного превращения.

Способ поверхностного упрочнения с помощью контролируемого мартенситного превращения применим ко всем склонным к стабилизации метастабильным аустенитным стареющим сталям. В развитие данного метода было предложено в качестве финишной термообработки проведение азотирования (А.с. № 1077932).

Особенностью метастабильных аустенитных сталей типа Х12Н12ТЗ является изотермический характер мартенситного превращения. В работе подробно изучены кинетика мартенситного превращения; влияние старения закаленной стали на кинетику и температуру максимальной интенсивности превращения; структура и свойства стали после фазового наклепа, стабилизирующего и дестабилизирующего старения. Аустенитная метастабильная сталь Х12Н12ТЗ в результате фазового наклепа (у-ХХ превращение при -10°С, 100 ч и а->у превращение при 800°С, 10 мин) с предварительной дестабилизацией аустенита и старения (600°С, 10 ч) приобретает высокие механические свойства, сравнимые со свойствами более легированных аустенитных сталей с 26-30 мас.% никеля: Оо12=770 МПа, О,=1250 МПа, 5=30%, Ц1=40% (A.c. №831817).

Для поверхностного упрочнения с помощью контролируемого мартенситного превращения образцы из сталей Х12Н12ТЗ и Н26ТЗ были подвергнуты обработке, включающей объемную закалку от 1150°С, стабилизирующее старение 500°С, 6 ч, нагрев ТВЧ поверхностного слоя, проведение превращения в поверхностном слое при охлаждении. В

результате обработки были получены содержащие мартенсит слои толщиной

1-3 мм (толщина слоя определялась продолжительностью нагрева ТВЧ). Твердость слоя составила 40 ед.НЯС у стали Х12Н12ТЗ и 52 ед-HRC у стали Н26ТЗ. Применение азотирования для дополнительного упрочнения стали Н26ТЗ

позволило увеличить микротвердость поверхности. По предложенному способу на Барнаульском заводе Трансмаш были упрочнены детали (поршневые пальцы) из стали Н26ТЗ. После такой обработки основная часть детали сохраняется неферромагнитной, толщина упрочненного (мартенситного) слоя достигает 3 мм, твердость 51 ед.ГОС, микротвердость поверхности на глубине до 0,2 мм составляет 9000-7000 МПа.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Развиты принципы комплексного легирования, объемного и поверхностного упрочнения аустенитных неферромагнитных сталей с карбидным упрочнением на марганцевой, никелевой, хромоникелевой, хромомарганцевоникелевой основах, позволяющие создавать стали с необходимыми функциональными свойствами. Установлено оптимальное соотношение карбидообразующих элементов: С:У:Мо ~ 0,5:2:2 (в мас.%). Впервые обнаружено, что, при совместном легировании аустенита ванадием и молибденом, молибден при старении переходит из раствора в состав

карбида ванадия, что сопровождается увеличением параметра его решетки, дополнительным диспергированием, увеличением плотности выделения и снижением скорости роста частиц карбида (V,Mo)C.

2. Обнаружено принципиально важное влияние состава аустенитной матрицы на формирование структуры и механических свойств карбидоупрочняемых аустенитных сталей. При одинаковом содержании основных карбидообразующих элементов марганцевый аустенит в процессе старения упрочняется намного интенсивнее

\|/=31%), чем никелевый (45Н26Ф2М2: О0^=800 МПа, 5=19%, \р61%),

хромоникелевый или хромомарганцевоникелевый (45Х18П0Н10Ф2М2: 00.2=900

Показана сильная зависимость характеристик жаропрочности сталей от легирования аустенитной матрицы. Несмотря на высокие кратковременные механические свойства при комнатной и повышенной (600°С) температурах, марганцевая сталь 45Г20Ф2М2 обладает более низким пределом длительной прочности по сравнению со сталью 45Н26Ф2М2, с невысокой кратковременной прочностью. Высокий уровень жаропрочных свойств при температурах 500-700°С достигнут у хромомарганцевоникелевых сталей 50Х16Г15Н6Ф2М2 и 45Х18Г10Н10Ф2М2: а600,«» = 310-340 МПа и а600,«™ =200-260 МПа.

3. Показано, что влияние состава аустенитной матрицы на уровень механических свойств проявляется, главным образом, через изменение морфологии, размера и плотности распределения частиц основной упрочняющей фазы - карбида (V,Mo)C. Легирование аустенита большим количеством хрома

или никеля снижает интенсивность дисперсионного твердения: в первом случае -из-за связывания части углерода в первичные сложнолегированные карбиды

во втором случае - из-за перехода части углерода в графит. Вклад в упрочнение карбидов молибдена

4. Выявлено повышение (более чем в 2 раза) стойкости карбидоупрочняемых аустенитных марганцевых сталей к КРН при перестаривании, что связано с уменьшением микронапряжений в аустенитной матрице из-за потери когерентности дисперсных частиц (У,Мо)С. Доказано, что сопротивление КРН в 3,5% водном растворе №С1 марганцевых сталей значительно выше, чем хромомарганцевых

соответственно). Показано, что в хромомарганцевых аустенитных сталях, легированных ванадием и молибденом, замена углерода азотом сопровождается увеличением стойкости к КРН.

5. Показано, что низкое сопротивление термоциклическому воздействию

марганцевого аустенита по сравнению с хромоникелевым определяется его меньшей теплопроводностью, более высоким значением коэффициентом линейного расширения, а также более низким сопротивлением динамическим нагрузкам при отрицательных температурах. Предложено величину изменения относительного сужения использовать как параметр

степени повреждаемости деталей из аустенитных стабильных сталей, работающих в условиях термоциклирования.

6. Обнаружено положительное влияние совместного легирования ванадием и молибденом высокоуглеродистых аустенитных марганцевых сталей на их сопротивление адгезионному изнашиванию в широком интервале скоростей скольжения и удельных давлений. Фактором, определяющим высокую износостойкость, является сосуществование в прочной аустенитной матрице дисперсных карбидов (У,Мо)С и крупных первичных неравноосных карбидов

Ме6С и МеС.

7. Разработаны новые методы поверхностного упрочнения аустенитных сталей. Впервые предложены и успешно опробованы в производстве цементуемые аустенитные стали типа 25Г20Ф2М4, на которых в результате поверхностного науглероживания и последующих закалки и старения получены глубокие (до 3 мм), твердые (более 50 ед.НЯС) износостойкие поверхностные карбидоупрочненные слои. Впервые экспериментально доказана возможность поверхностного упрочнения высокохромистых сталей типа 65Х28Н8М2 за счет регулируемого выделения твердой и немагнитной Разработан новый метод поверхностного упрочнения метастабильных аустенитных сталей типа Х12Н12ТЗ и Н26ТЗ с помощью контролируемого мартенситного превращения и азотирования, позволяющий получать твердые (более 50 ферромагнитные слои любой толщины на немагнитной матрице.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Сагарадзе В.В., Малышев К.А., Ожиганов А.В., Косицына И.И. Нержавеющие аустенитные стали, упрочняемые фазовым наклепом и старением // МиТОМ. -1981.- №6. - С.57-60.

2. Сагарадзе В.В., Малышев К.А., Ожиганов А.В., Косицына И.И. Фазовый наклеп стареющих аустенитных нержавеющих сталей // Структура и свойства немагнитных сталей. - М.: Наука, 1982. - С.3-9.

3. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Коршунов Л.Г. Поверхностное упрочнение при образовании о-фазы и ее влияние на износостойкость высокохромистых нержавеющих сталей // МиТОМ. -1983. - № 8. - С. 28-32.

4. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Коршунов Л.Г, Печеркина Н.Л. Структура и износостойкость высокохромистых аустенитно-ферритных сталей // ФММ. -1985.-Т.60.-В.4.-С.785-791.

5. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Фризен Э.Н. Структура и свойства стареющих Мп-У-Мо аустенитных сталей с различным содержанием углерода // ФММ. -1986. - Т. 62. - Вып.З. - С. 556-565.

6. Сагарадзе В.В., Косицына И.И., Коршунов Л.Г. Износостойкость дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей на железомарганцевой основе// Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей.-М.: Наука, 1986. -С. 107- ПО.

7. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Упрочнение марганцевых аустенитных сталей, легированных ванадием и молибденом // Высокопрочные аустенитные стали. - М.: Наука, 1987. - С.3-17.

8. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Упрочнение Мп-У-Мо аустенитных сталей // Металловедение и материалы, полученные в условиях газового противодавления //София: Болгарская академия наук, 1988. - Т.З. - С.132-140.

9. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Изменение механических свойств и антиферромагнитное упрочнение марганцевых аустенитных сталей при низких температурах // ФММ. -1989- Т.68. - В.4. - С. 818-825.

10. Косицына И.И., Уваров А.И., Филиппов Ю.И., Фризен Э.Н. Структура и физико-механические свойства аустенитной стали типа 20Г20Ф2М2 // Деп. в ВИНИТИ, 18.05.90, № 2999-В90. -19 с.

11. Косицына И.И., Хакимова О.Н. Структура и свойства азотосодержащих аустенитных сталей типа Х18П5Н6Ф2М2 // Высокоазотистые стали. - Киев, 1990.-С.268-273.

12. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова О.Н., Филиппов Ю.И. Коррозионно-стойкая аустенитная сталь с нитридным упрочнением // ФММ. -1991.-№7.-С.179-183.

13. Завалишин В.А., Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И., Косицына И.И., Васечкина Т.П. Катастрофическое коррозионное растрескивание стареющих сталей // Проблемы прочности. -1991. - № 1. - С.51-58.

14. Косицына И.И., Косицын СВ., Сагарадзе В.В. Применение лазерной обработки для получения термобиметаллов из метастабильных аустенитных

инварных сплавов // МиТОМ.. -1992. - №6. - С.21-22.

15. Сагарадзе В.В., Косицына И.И., Печеркина Н.Л., Хакимова О.Н. Изменение структуры и свойств аустенитных сплавов при термоциклировании // ФММ. -1992. -№ 9. -С.119-122.

16. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И. Влияние перестаривания на повышение сопротивления коррозионному растрескиванию высокопрочной марганцевой аустенитной стали // ФММ. -1995. - Т.79. - В.2. - С. 136-143.

17. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Макаров А.В., Хакимова О.Н., Козлова А.Н., Устюжанинова А.И. Влияние структуры на свойства белых хромистых чугунов // МиТОМ. -1996. - №4. - С.7-10.

18. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова О.Н. Особенности карбидного старения аустенитных сталей с различной основой. 4.1. Механические свойства и влияние первичных карбидов // ФММ. -1997. - Т.84. - В.1. - С.112-120.

19. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова О.Н. Особенности карбидного старения аустенитных сталей с различной основой. Ч.Н. Кинетика и механизмы выделения карбидов // ФММ. -1997. - Т.84. - В.1. - С.121-130.

20. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Копылов В.И. Формирование высокопрочного и высокопластичного состояния в метастабильных аустенитных сталях методом равноканально-углового прессования // ФММ. -

1999.-Т.88.-№5.-С.99-104.

21. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Копылов В.И. Высокая прочность и пластичность метастабильных аустенитных сталей с нанокристаллической структурой, полученных равноканально-угловым прессованием // Нанокристаллические материалы. Получение и свойства. - Минск: НАНБ,

2000. - С.25-28.

22. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И. Влияние легирования молибденом на коррозионную стойкость аустенитных марганцевых дисперсионно-твердеющих сталей // Защита металлов. - 2000. - Т.36. - №5. -С.488-492.

23. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Аустенитные стали различных систем легирования с карбидным упрочнением // Металлы. - 2001. - №6. - С.65-74.

24. Сагарадзе В.В., Косицына И.И., Арбузов В.Л., Шабашов В.А., Филиппов Ю.И. Фазовые превращения в сплавах Fe-Cr при термическом старении и электронном облучении // ФММ. - 2001. - Т.92. - № 5. - С.1-10.

25. Sagaradze V.V., Kositsina I.I., Danilchenko V.E., L'Heritier P.L. The use of the a—>f transformation for production ofpseudobimetallic sensors // Металлофизика и новейшие технологии. - 2001. -Т.23. - С.242-246.

26. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Разработка и исследование дисперсионно-твердеющих высокопрочных сталей // Проблемы металлургии, материаловедения и сварки. - Тбилиси, 2002. - С.227-250.

27. Косицына И.И., Кочеткова Т.Н. Долговечность высокопрочных аустенитных сталей при повышенных температурах // Разрушение и мониторинг свойств

»1979?

металлов: Труды второй международной конференции. - Екатеринбург: ИМАШ УрО РАН, 2003. - С.29-40.

28. Косицына И.И., Кочеткова Т.Н. Характеристики жаропрочности высокопрочных аустенитных сталей // ФММ. - 2003. - Т.96. - №.3. - С.83-94.

29. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Распопова Г.А., Кабанова И.Г. Образование собственных и привнесенных фаз при отжиге сплавов железо-хром // Металлы. - 2003. - №1. - С.49-56.

30. А.с. 827565 (СССР), МКИ С 21 D 1/78. Способ термической обработки немагнитных сталей и сплавов / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, А.В. Ожиганов. - 2770159/22-02; Заявлено 25.05.79; Опуб. 07.05.81, Бюл.12.

31. А.с. 831817 (СССР), МКИ С 21 D 1/78. Способ упрочнения нержавеющих сталей переходного класса / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, А.В. Ожиганов, К.А. Малышев. - 2794908/22-02; Заявлено 13.07.79; Опуб. 23.05.81. Бюл. 19.

32. А.с. 924161 (СССР), МКИ С 22 С 38/50. Аустенитная метастабильная сталь / В.В. Сагарадзе, Е.И. Щедрин, К.А. Малышев, И.И. Косицына, Л.Г. Коршунов, ГА. Хасин. - 2977841/22-02; Заявлено 27.08.80; Опуб. 30.04.82. Бюл. 16.

33. А.с. 1077932 (СССР), МКИ С 21 Б 6/00. Способ термической обработки аустенитных метастабильных сталей и сплавов / В.В. Сагарадзе, Л.Г. Коршунов, И.И. Косицына, Е.И. Щедрин, Н.М. Лучинин. - 3432068/22-02; Заявлено 04.05.82; Опуб. 07.03.84. Бюл. 9.

34. А.с. 1103558 (СССР), МКИ С 21 Б 1/78. Способ упрочнения немагнитных аустенитных сталей / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, Е.И. Щедрин, Н.М. Лучинин. - 34432541/22-02; Заявлено 04.05.82; Опуб. 23.04.84.

35. А.с. 1115493 (СССР), МКИ С 22 С 38/12. Немагнитная сталь / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, Л.Г. Коршунов, Г.А. Хасин, Е.И. Щедрин, Н.М. Лучинин. -3612221/22-02; Заявлено 28.06.83; Опуб. 02.08.84.

36. А.с. 1650721 (СССР), МКИ С 21 Б 1/09. Способ термической обработки инварных сплавов / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, СВ. Косицын. -4451671/02; Заявлено 01.07.88; Опуб. 23.05.91. Бюл. 19.

_' Отпечатано", на Ризографе ЙФМ У!

объем 1,95 печ.л. фор 620219 г.Екатеринбург ГСП-11

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ С КАРБИДНЫМ УПРОЧНЕНИЕМ.

ГЛАВА 2. ЗАКОНОМЕРНОСТИ КАРБИДНОГО УПРОЧНЕНИЯ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ.

2.1. Влияние состава аустенитной матрицы на эффективность карбидного упрочнения.

2.2. Влияние содержания углерода, ванадия и молибдена на механические свойства аустенитных марганцевых сталей типа Г20.

2.3. Влияние температурно-временных параметров старения на процессы карбидообразования, размер и морфологию карбидных частиц.

2.4. Формирование первичных карбидов и механические свойств закаленных сталей с различной аустенитной основой.

2.5. Изменение механических свойств сталей при различных температурно-временных параметрах старения.

2.6. Кинетика, морфология и механизмы выделения карбидов в стареющих сталях с различной аустенитной основой.

2.6.1. Гомогенное выделение карбидов VC в марганцевом аустените.

2.6.2. Особенности старения никелевого аустенита.

2.6.3. Старение хромосодержащего аустенита.

2.7. Оценка вклада различных механизмов выделения карбидов в упрочнение исследованных сталей.

2.8. Приграничные зоны и пластичность состаренных аустенитных сталей.

Выводы по главе 2.

ГЛАВА 3. ЖАРОПРОЧНОСТЬ КАРБИДОУПРОЧНЯЕМЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ С РАЗЛИЧНОЙ ОСНОВОЙ.

3.1. Сравнительная оценка характеристик жаропрочности аустенитных стареющих сталей с различной основой.

3.2. Прогнозирование длительной прочности на основании параметрических уравнений.

3.3. Структурные изменения при ползучести.

Выводы по главе 3.

ГЛАВА 4. СОПРОТИВЛЕНИЕ КОРРОЗИОННОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ

ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ МАРГАНЦЕВЫХ АУСТЕНИТНЫХ

СТАЛЕЙ.

4.1. Роль дисперсионного твердения в сопротивлении коррозионному растрескиванию марганцевых аустенитных сталей.

4.2. Повышение сопротивления коррозионному растрескиванию марганцевых аустенитных сталей при перестаривании.

4.3. Влияние легирования молибденом марганцевых аустенитных сталей на сопротивление коррозионному растрескиванию.

4.4. Влияние замены карбидного упрочнения нитридным на сопротивление коррозионному растрескиванию хромомарганцевых аустенитных сталей.

Выводы по главе 4.

ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ,

ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЯ, СПОСОБОВ ДЕФОРМАЦИИ НА ИЗМЕНЕНИЕ

СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И

СПЛАВОВ.

5.1. Упрочнение марганцевых аустенитных сталей при низких температурах.

5.2. Воздействие термоциклической обработки на структуру и свойства ГЦК сплавов.

5.2.1. Изменение физико-механических свойств аустенитных сплавов при термоциклировании.

5.2.2. Эволюция структуры при термоциклировании.

5.2.3. Причины структурных изменений при термоусталости.

5.3. Сохранение высокой прочности и пластичности сталей после деформации методом равноканально-углового прессования.

Выводы по главе 5.

ГЛАВА 6. ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ

ГЦК-СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА.

6.1. Влияние дисперсионного твердения на износостойкость марганцевых аустенитных сталей.

6.2. Поверхностное упрочнение марганцевых аустенитных сталей.

6.2.1. Цементация марганцевых аустенитных сталей.

6.2.2. Азотирование марганцевых аустенитных сталей.

6.2.3. Нитроцементация марганцевых аустенитных сталей.

6.2.4. Опробование предложенных материалов и режимов поверхностного упрочнения на деталях.

6.3. Поверхностное упрочнение высокохромистых нержавеющих сталей с использованием сигма-фазы.

6.3.1. Выделение сигма-фазы в Fe-Cr сплавах.

6.3.2. Выбор состава сталей для поверхностного упрочнения за счет выделения а-фазы.

6.3.3. Износостойкость сигма-твердеющих сталей.

6.3.4. Поверхностное упрочнение стали 65Х29Н8М2.

6.4. Повышение износостойкости высокохромистых чугунов.

6.4.1. Структура и твердость белых хромистых чугунов.

6.4.2. Износостойкость лопаток из белых хромистых чугунов.

6.5. Поверхностное упрочнение метастабильных аустенитных сталей с помощью контролируемого мартенситного превращения и азотирования.

Выводы по главе 6.

Актуальность работы. На момент постановки задачи и начала выполнения настоящей работы (1980-е годы) в СССР и за рубежом наблюдался пик интереса как предприятий, выпускающих тяжелонагруженные изделия для разных отраслей промышленности, так и материаловедов-исследователей к разработке, освоению, внедрению и использованию новых высокопрочных металлических материалов с разнообразным комплексом служебных свойств. Требовалось не только постоянное совершенствование существующих материалов, но и разработка принципиально новых сплавов, основанных на новых, научно обоснованных и экспериментально многократно проверенных принципах их конструирования.

Одной из актуальнейших проблем того времени можно и сейчас считать проблему создания высокопрочных немагнитных сталей, к которым кроме основного требования - немагнитности - часто предъявлялся целый комплекс дополнительных требований. В частности, необходимо было создать немагнитные материалы, обладающие хорошей коррозионной стойкостью не только в атмосферных условиях, но и в разнообразных агрессивных средах, высокой жаростойкостью и жаропрочностью, хорошей пластичностью при различных температурах вплоть до криогенных. Бурно развивающаяся атомная промышленность предъявила дополнительные, специфические, требования, в частности, необходимость длительной устойчивости конструкционных материалов к радиационному распуханию и, по возможности, ограничения накопления в облучаемых материалах опасных радиоактивных изотопов с периодом полураспада средней длительности.

Аустенитные стали на основе Fe-Mn, Fe-Cr-Mn, Fe-Cr-Ni, Fe-Mn-Ni систем были и остаются наиболее подходящими материалами, удовлетворяющими в той или иной степени этим требованиям. Одним из существенных недостатков аустенитных сталей как конструкционных материалов является относительно низкая величина предела текучести, ограничивающая возможность их применения в тяжелонагруженных деталях и узлах ответственной техники.

Для решения этой проблемы требовалось изыскание новых принципов создания немагнитных конструкционных материалов с высоким комплексом разнообразных, в том числе и прочностных, служебных характеристик. Возможных путей увеличения предела текучести сталей и сплавов рассматриваемого класса не так уж и много:

- твердорастворное упрочнение аустенита за счет дополнительного легирования;

- холодная и теплая пластическая деформация (деформационный наклеп);

- фазовый наклеп в результате мартенситных у->а->у превращений;

- дисперсионное твердение (карбидное, нитридное, интерметаллидное старение).

Судя по публикациям, изыскания шли интенсивно во всех перечисленных направлениях, причем, если первые три наиболее плодотворно разрабатывались уральской школой металловедов (Богачев И.Н., Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Уваров А.И. и др.), то в разработке последнего направления лидером была московская школа во главе с Банных О.А. Впрочем, нельзя не отметить, что дисперсионным твердением конструкционных сталей, в том числе и аустенитных, занимались и уральские ученые (Гольдштейн М.И., Фарбер В.М., Малинов J1.C., Филиппов М.А., Грачев С.В., Бараз В.Р., Сагарадзе В.В., Уваров А.И., Романова P.P., Пушин В.Г. и др.).

Постановка настоящего исследования основывалась на имеющихся к началу работы достижениях в области дисперсионно-твердеющих (стареющих) аустенитных сталей и была направлена на дальнейшее развитие представлений и принципов создания сложнолегированных карбидоупрочняемых аустенитных сталей. Работа растянулась на длительный период не только из-за сложности и многофакторности поставленных задач, но и из-за спада интереса промышленности к этим разработкам. В настоящее время постепенно возвращается интерес к начатым и выполненным ранее научным разработкам и появляется необходимость в быстром преодолении возникшего отставания во многих областях материаловедения, в том числе и в области высокопрочных аустенитных сталей.

Анализ с современной точки зрения полученных в представленной работе результатов подтверждает в целом правильность выбора направления этих исследований, сохранение их актуальности, необходимость обобщения и оценки накопленного экспериментального материала.

Дисперсионное твердение с выделением из пересыщенного у-твердого раствора ультрадисперсных частиц второй фазы (карбидов, нитридов, интерметаллидов) безусловно является более универсальным и эффективным методом упрочнения аустенитных сталей, чем методы твердофазного упрочнения или фазового наклепа. Из всех карбидообразующих элементов наиболее эффективным общепризнан ванадий. В отличие от более сильных карбидообразователей (Nb, Zr, Ti) ванадий образует с углеродом или азотом соединения VC или VN, достаточно легко растворяющиеся при нагреве под закалку и выделяющиеся в виде ультрадисперсных, изоморфных у-матрице, равномерно распределенных частиц - эффективных барьеров для скольжения дислокаций, сильно упрочняющих, но не охрупчивающих материал.

Термическая обработка таких сталей относительно проста. Изменяя температуру нагрева под закалку, можно управлять величиной зерна и степенью пересыщения аустенита карбидообразующими элементами, а варьируя температурой и временем дисперсионного твердения (старения) - в широких интервалах регулировать прочность, пластичность и вязкость стареющей стали, добиваясь необходимого сочетания этих характеристик. В принципе, увеличивая содержание ванадия, углерода, можно после соответствующей термической обработки повысить предел текучести от 200300 МПа до 1200-1500 МПа (то есть в 5-6 раз), сохраняя при этом пластичность аустенитной стали на достаточно высоком уровне (например, величину относительного удлинения можно сохранить на уровне не ниже Л 10-20%).

Уже к моменту постановки настоящего исследования был известен целый ряд аустенитных сталей, упрочняемых частицами карбида ванадия, в частности, стали 40Х4Г18Ф, 40Г19Н7Ф2. Был накоплен достаточно большой экспериментальный материал, позволивший в известной степени оптимизировать не только количество карбидообразующих элементов, но и состав аустенитной матрицы, и получить высокие свойства при соблюдении экономичности системы легирования.

И всё же не все вопросы в этой области были решены и не все потенциальные возможности таких сталей выявлены и использованы. Поэтому одной из первых задач настоящей работы была поставлена задача систематического исследования закономерностей формирования структуры и свойств аустенитных марганцевых сталей типа Г20 с различным содержанием углерода, ванадия, молибдена, хрома.

Несомненный научный и практический интерес представляет не только изучение влияния легирования на формирование механических свойств и структуры аустенитных сталей после упрочняющих термообработок, но и поведение сталей этого класса в различных условиях нагружения. Этому аспекту проблемы в данной работе уделяется большое внимание.

Важнейшим параметром дисперсионного упрочнения сталей, определяющим уровень их прочностных свойств, является плотность распределения частиц упрочняющей фазы. Накапливающиеся экспериментальные данные свидетельствовали о том, что для достижения высокого комплекса служебных характеристик недостаточно использования одного вида упрочняемых частиц. Нужен переход к сложному комплексному легированию, когда в дисперсионном упрочнении участвуют не только ■ё разные карбиды (например, VC и NbC), но одновременно карбиды и нитриды, карбиды и интерметаллиды. Такой подход требует многократного увеличения объема исследовательских работ, разработки новых принципов создания таких сложнолегированных материалов, накопления опыта их использования в промышленности.

В настоящей работе принципу комплексного легирования аустенитных стареющих сталей уделено особое внимание. В качестве дополнительных карбидообразующих легирующих элементов, кроме ванадия, выбраны молибден и хром. Выполненные исследования позволили решить ряд важнейших задач:

- повысить уровень механических свойств стали за счет изменения дисперсности, плотности распределения и термической устойчивости комплексной упрочняющей фазы (V,Mo)C;

- резко повысить износостойкость высокопрочных аустенитных сталей за счет создания упрочняющих карбидных частиц двух видов: крупных первичных и ультрадисперсных вторичных, выделяющихся при старении;

- разработать высокопрочные аустенитные стали, стойкие к коррозионному растрескиванию под напряжением в водном растворе хлорида натрия;

- перевести за счет введения хрома высокопрочные аустенитные стали в разряд жаропрочных.

При оценке пригодности новых материалов к работе требуется проведение комплексных испытаний с максимально возможным приближением к работе в реальных условиях. Поэтому в работе выполнены исследования жаропрочности, сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением, износостойкости разработанных аустенитных сталей.

Необходимый комплекс свойств для всего объема материала тяжелонагруженных деталей получать часто экономически нецелесообразно, а иногда просто невозможно. Единственный выход - нанесение защитных покрытий или осуществление дополнительного поверхностного упрочнения. Из всего многообразия методов поверхностного упрочнения для немагнитных аустенитных сталей нашло практическое применение лишь азотирование. В настоящей работе предложен принцип создания цементуемых высокопрочных аустенитных малоуглеродистых сталей, включающий необходимость наличия в стали достаточно высокого содержания сильных карбидообразующих элементов и совпадение оптимальных режимов упрочняющей термической обработки (закалки и старения) для цементуемого слоя и аустенитной стали.

Оригинальным и достаточно перспективным можно также признать разработанный в настоящем исследовании метод получения твердого, стойкого к абразивному изнашиванию немагнитного поверхностного слоя, упрочненного а-фазой, на высокоуглеродистых Cr-Ni-Mo аустенитных сталях.

Разработанные принципы создания высокопрочных немагнитных аустенитных сталей и способы их поверхностного упрочнения проверены в работе на широком круге материалов.

Цель диссертационной работы состоит:

- в систематическом исследовании закономерностей формирования структуры и свойств аустенитных высокопрочных карбидоупрочняемых немагнитных сталей с разной аустенитной матрицей (системы Fe-Mn, Fe-Ni, Fe-Cr-Ni, Fe-Cr-Ni-Mn), комплексно легированных углеродом и сильными карбидообразующими элементами (ванадием, молибденом);

- в разработке на основе выявленных структурных механизмов новых, научно обоснованных принципов создания сложнолегированных высокопрочных немагнитных аустенитных сталей с повышенным сопротивлением механическому разрушению в интервале температур от криогенных до 700°С, коррозионному растрескиванию под напряжением, абразивному и адгезионному износу;

- в экспериментальном опробовании этих принципов при разработке новых высокопрочных аустенитных сталей и технологических методов и режимов их объемного и поверхностного упрочнения.

Для достижения указанной цели решены следующие задачи:

- исследованы закономерности формирования структуры и свойств дисперсионно-твердеющих аустенитных марганцевых сталей типа Г20 с различным содержанием углерода, ванадия, молибдена, хрома;

- изучено влияние состава аустенитной матрицы, количества и взаимного соотношения карбидообразующих элементов на формирование механических свойств и структуры аустенитных сталей после упрочняющих термообработок и при различных условиях нагружения;

- определено влияние на механические свойства аустенитных сталей дисперсности, плотности распределения и термической устойчивости основной упрочняющей фазы - карбида ванадия;

- проанализировано поведение аустенитных сталей в условиях коррозионного растрескивания под напряжением в водном растворе хлорида натрия, среднетемпературной ползучести, термоциклирования, абразивного и адгезионного износа;

- разработаны принципы повышения износостойкости, сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением, жаропрочности высокопрочных аустенитных сталей за счет комплексного легирования и оптимальных режимов термической обработки;

- разработаны новые эффективные методы глубокого поверхностного упрочнения аустенитных сталей.

На защиту выносятся следующие основные положения, характеризующие научную новизну диссертационной работы:

1. Результаты комплексных исследований механических свойств, кинетики и механизмов дисперсионного упрочнения стареющих аустенитных марганцевых сталей типа Г20, совместно экономно легированных ванадием, молибденом и углеродом, и разработанные на основе этих исследований новые стали, а также методы и режимы их объемного и поверхностного упрочнения.

2. Впервые экспериментально доказанный положительный эффект легирования молибденом основной упрочняющей фазы аустенитных стареющих высокопрочных сталей - карбида ванадия, заключающийся в увеличении дисперсности и плотности распределения частиц этой фазы, в повышении термической стабильности упрочняющих частиц к росту, коагуляции, растворению.

3. Результаты систематических исследований влияния состава аустенитной матрицы на структурные механизмы, кинетику и степень дисперсионного твердения немагнитных аустенитных сталей, упрочняемых выделяющимися при старении частицами карбида (V,Mo)C.

4. Результаты испытаний на ползучесть и параметрические диаграммы длительной прочности пяти новых высокопрочных аустенитных сталей в широком интервале температур и нагрузок.

5. Результаты испытаний на сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением в водном растворе хлорида натрия разработанных стареющих аустенитных сталей после различных режимов упрочняющей термической и термомеханической обработок.

6. Экспериментальный факт дополнительного упрочнения при низких температурах аустенитных марганцевых сталей, в том числе и карбидоупрочняемых, объясняемый моделью «магнито-дисперсионного твердения».

7. Результаты исследования влияния состава аустенитной матрицы на сопротивление сталей термоциклическим нагрузкам.

8. Результаты исследования износостойкости широкого круга аустенитных дисперсионно-твердеющих сталей и чугунов после их объемного и поверхностного упрочнения.

9. Впервые обнаруженный эффект резкого повышения сопротивления адгезионному изнашиванию марганцевых аустенитных сталей с карбидным упрочнением при их совместном легировании ванадием и молибденом.

10. Новые методы и режимы поверхностного упрочнения карбидостареющих аустенитных сталей, а также сталей, склонных к образованию сигма-фазы и циклическому у—>а—>у превращению.

Научная ценность и практическая значимость диссертационной работы определяется всей совокупностью

- полученных автором новых экспериментальных данных;

- сформулированных на основе выявленных структурных механизмов новых, научно обоснованных принципов создания сложнолегированных высокопрочных немагнитных аустенитных сталей с повышенным сопротивлением механическому разрушению в интервале температур от криогенных до 700°С, коррозионному растрескиванию под напряжением, абразивному и адгезионному износу;

- разработанных на основе этих принципов новых составов высокопрочных немагнитных аустенитных сталей, методов и режимов их объемного и поверхностного упрочнения.

Полученные научные результаты легли в основу разработки новых высокопрочных дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей, защищенных авторскими свидетельствами № 924161 и 115493. Эти стали могут успешно конкурировать с известными аустенитными сталями при изготовлении ответственных деталей, работающих при высоких механических нагрузках в условиях интенсивного износа.

Выполненные в работе исследования впервые позволили достичь глубокого (до 3 мм) поверхностного упрочнения аустенитных сталей за счет контролируемых фазовых превращений (образование специальных карбидов, нитридов, сигма-фазы, "мартенситной корочки") в специально подготовленных слоях (авторские свидетельства №1103556, 827565, 1077932). Использование контролируемых мартенситных у-»а->у превращений и поверхностной лазерной обработки позволило впервые получить материалы со свойствами термобиметалла, состоящие из слоев с различным TKJIP (А.с. №1650721), из метастабильных аустенитных сталей типа Н32.

Разработанные стали, режимы и методы их объемного и поверхностного упрочнения позволили решить важную научно-техническую проблему создания для специальной техники высокопрочных немагнитных материалов с эффективным объемным и поверхностным упрочнением. В частности, разработки настоящего исследования успешно опробованы на заводе Трансмаш (г. Барнаул) и на Уральском автомобильном заводе (г. Миасс).

Имеющиеся в работе экспериментальные данные, в том числе результаты испытаний новых сталей на ползучесть при температурах 500-700°С и напряжениях 100-600 МПа на базе до 20000 ч, на сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением в 3,5% водном растворе хлорида натрия на базе до 5000 ч, на абразивную и адгезионную износостойкость при скоростях скольжения 0,05-4,3 м/с и удельных давлениях 1-10 МПа, позволяют с большой степенью достоверности прогнозировать работоспособность разработанных сталей в различных условиях нагружения.

Накопленный в работе экспериментальный материал существенно расширяет научные представления о принципах и направлениях развития новых высокопрочных аустенитных сталей и сплавов, позволяет дифференцированно и научно обоснованно подходить к выбору аустенитной матрицы, комплекса карбидообразующих легирующих элементов, их необходимого и достаточного количества, режимов упрочняющей обработки - для достижения требуемого для конкретной детали комплекса свойств.

Самостоятельную ценность в качестве справочного материала имеют конкретные многочисленные экспериментальные результаты испытаний новых аустенитных сталей.

Полученные в диссертационной работе научные результаты используются в научных исследованиях аспирантов и сотрудников ИФМ УрО РАН, при выполнении дипломных исследований студентами УГТУ-УПИ.

Настоящая работа обобщает результаты исследований, выполненных автором в период с 1981 по 2003 г в Институте физики металлов УрО РАН. Исследования выполнены в соответствии с координационными планами АН СССР и РАН «Аномалия» (№ гос.рег. 01.91.0031789), «Экстремум» (№ И» гос.рег. 01.96.0003507), «Нанокристалл» (№ гос.рег. 01.2001.03142), в рамках проектов РФФИ, МНТЦ, ИНТАС и хозяйственных договоров с ПО «Уралмаш», Барнаульским заводом Трансмаш, УралАЗом (г. Миасс).

Проведение представленного в диссертации объема исследований стало возможным благодаря помощи и творческой совместной работы с соавторами совместных изобретений и публикаций, которые являются коллегами автора по работе, а также специалистами промышленных предприятий, на которых были апробированы и реализованы в производстве полученные результаты.

Основные результаты исследований, изложенных в диссертационной работе, докладывались и обсуждались на более чем 40 семинарах и конференциях, в том числе всесоюзных, всероссийских, международных, на Научных сессиях Института физики металлов УрО РАН в качестве основных ф достижений в секции «Структура и физико-механические свойства конденсированных сред». За работу "Стареющие аустенитные сплавы с регулируемой стабильностью - новая группа высокопрочных материалов", в состав которой вошли разработки, являющиеся предметом данной диссертации, автору диссертации присуждена Премия Ленинского комсомола в области науки и техники.

Материалы диссертации отражены в более чем 30 научных публикациях, в том числе 19 - в рецензируемых журналах, защищены 7 авторскими свидетельствами.

Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения и списка цитируемой литературы. Работа содержит 259 страниц машинописного текста, 99 рисунков, 39 таблиц. Список цитируемой литературы включает 253 наименования.

Выводы по главе 6

1. При испытаниях на износостойкость в условиях сухого трения скольжения показано, что совместное легирование высокоуглеродистых аустенитных марганцевых сталей достаточным количеством ванадия и молибдена обеспечивает этим сталям высокое сопротивление адгезионному изнашиванию в интервале скоростей скольжения 0,05-4,3 м/с и удельных давлений 1-10 МПа. Основной причиной этого является сосуществование в аустенитной железомарганцевой матрице ультрадисперсных карбидов (V,Mo)C и крупных неравноосных карбидов Ме6С и МеС, не растворившихся при нагреве под закалку.

2. Цементация (нитроцементация) низкоуглеродистых Mn-V-Mo сталей, в частности, 26Г20Ф2М4, с последующей закалкой и старением обеспечивает, в отличие от азотирования, получение глубоких поверхностных слоев с высокой твердостью, обладающих хорошей износостойкостью в широком диапазоне скоростей скольжения в условиях сухого трения. Отличительной особенностью предложенной технологии является совпадение режимов упрочняющей термической обработки для цементованного слоя и для малоуглеродистой аустенитной матрицы, легированной ванадием и молибденом. Этот способ является новым способом поверхностного упрочнения аустенитных сталей (А.с. № 1103558). Из разработанной стали 26Г20Ф2М4 были изготовлены шестерни на Барнаульском заводе Трансмаш и опробованы предложенные методы поверхностного упрочнения. Получение глубоких (до 3 мм) и твердых (твердость более 50 ед.Н11С, микротвердость 6500 МПа) износостойких слоев на неферромагнитных деталях было достигнуто впервые.

3. Впервые экспериментально доказана возможность поверхностного упрочнения нержавеющих высокохромистых сталей за счет выделения твердой и немагнитной а-фазы. На основании микроструктурных исследований выяснена последовательность фазовых превращений в сталях типа Х28Н8М2 при нагреве: сначала в интервале температур 450-500°С происходит выделение а'-фазы с изоморфной матричному ферриту решеткой, затем в широком интервале температур 450-1000°С в закаленных на феррит сталях образуется аустенит двух морфологических разновидностей. При температурах 700-900°С из феррита выделяется а-фаза (с максимальной интенсивностью образования при 750-800°С), в результате чего твердость повышается до 50 ед.НЯС. Показано, что за счет варьирования концентрацией углерода в сталях типа Х28Н8М2 можно в широких пределах изменять содержание упрочняющей а-фазы. На основе результатов исследований предложен новый способ термической обработки немагнитных сталей и сплавов (А.с. №827565), включающий процесс обезуглероживания поверхности изделия из сталей типа 65Х29Н8М2 на заданную глубину и последующее старение с целью выделения упрочняющей а-фазы в обезуглероженном слое. Сигма-содержащий поверхностный слой толщиной 0,4-1,0 мм и твердостью не менее 50 ед.НЯС обладает высокой износостойкостью в условиях трения со смазкой и абразивного износа. При сухом трении, когда имеет место адгезионное взаимодействие металлических поверхностей, выделение а-фазы не обеспечивает удовлетворительного сопротивления изнашиванию, что обусловлено ее высокой хрупкостью.

4. Экспериментально показано, что износостойкость белых хромистых чугунов типа ИЧ300Х15, имеющих в структуре до 30% карбидов Ме7Сз, в сильной степени зависит от структуры металлической матрицы. Так, при исследовании стойкости лопаток дробеметных аппаратов из чугуна типа ИЧ300Х15 с аустенитной матрицей показано, что для специфических условий износа (интенсивное абразивно-адгезионное изнашивание с сильным локальным ударным воздействием) твердость аустенитной матрицы недостаточна. Переход от чисто аустенитной матрицы к более твердой аустенитно-мартенситной за счет корректировки состава по марганцу и дополнительного легирования молибденом позволил значительно (в 5 раз) увеличить ресурс работы этих деталей.

4. Разработан новый метод поверхностного упрочнения метастабильных аустенитных сталей типа Х12Н12ТЗ и предложенной нами стали Н26ТЗ (А.с. №924161) с помощью контролируемого мартенситного превращения и азотирования (А.с. № 1077932), позволяющий получать слои любой толщины с твердостью 40 ед.НЯС (Х12Н12ТЗ) и 51 ед.ШС (Н26ТЗ), микротвердостью поверхности на глубине до 0,2 мм - 9000-7000 МПа.

5. Использование контролируемых мартенситных у—>а—>у превращений и поверхностной лазерной обработки позволило впервые получить материалы со свойствами термобиметалла, состоящие из слоев с различным TKJIP (А.с. №1650721), из метастабильных аустенитных инварных сталей типа Н32.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Работа посвящена исследованию закономерностей объемного и поверхностного упрочнения стабильных аустенитных сталей карбидами ванадия, молибдена, хрома, а также нитридами этих элементов и дисперсными частицами а-фазы. Экспериментально проанализировано влияние многокомпонентного легирования, на количество, морфологию, размер, термическую стабильность частиц упрочняющих фаз. Подробно рассмотрены структурные механизмы упрочнения, деформации и разрушения сталей с разной аустенитной матрицей при различных температурах и видах нагружения. На основе этого развиты научные основы и сформулированы принципы создания новых высокопрочных аустенитных неферромагнитных стареющих карбидоупрочняемых среднеуглеродистых сталей для конкретных условий эксплуатации.

Результаты систематических комплексных исследований структуры и свойств большой серии сплавов лабораторной и промышленной выплавки (исследовано более 60 составов), включающих испытания на активное растяжение в широком интервале температур (от криогенных до 700°С), на ползучесть при 500-700°С на базе до 20000 часов, на сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением в 3,5% водном растворе хлорида натрия, на абразивную и адгезионную износостойкость, на сопротивление термоциклированию позволили научно обосновать эффективные варианты легирования и оптимальные режимы упрочняющей термообработки вновь разработанных сталей.

Предложенные стали одновременно с объемным могут подвергаться поверхностному упрочнению как традиционными для аустенитных сталей (азотирование), так и нетрадиционными (цементация, нитроцементация) методами. Разработаны оригинальные технологии создания твердых поверхностных слоев за счет контролируемого мартенситного превращения или образования сигма-фазы. Новизна и эффективность развитых принципов легирования и упрочнения подтверждена 7 авторскими свидетельствами на изобретение: № 115493, 1103558, 827565, 924161, 1077932, 831817, 1650721.

В работе получены следующие новые научные результаты:

1. Развиты принципы комплексного легирования, объемного и поверхностного упрочнения аустенитных неферромагнитных сталей с карбидным упрочнением на марганцевой, никелевой, хромоникелевой, хромомарганцевоникелевой основах, позволяющие создавать стали с необходимыми функциональными свойствами. Установлено оптимальное соотношение карбидообразующих элементов: C:V:Mo ~ 0,5:2:2 (в мас.%). Впервые обнаружено, что, при совместном легировании аустенита ванадием и молибденом, молибден при старении переходит из у-твердого раствора в состав карбида ванадия, что сопровождается увеличением параметра его решетки, дополнительным диспергированием, увеличением плотности выделения и снижением скорости роста частиц карбида (V,Mo)C.

2. Обнаружено принципиально важное влияние состава аустенитной матрицы на формирование структуры и механических свойств карбидоупрочняемых аустенитных сталей. При одинаковом содержании основных карбидообразующих элементов марганцевый аустенит в процессе старения упрочняется намного интенсивнее (45Г20Ф2М2: ао>2 =1300 МПа, 5=17%, 31%), чем никелевый (45Н26Ф2М2: а0)2 =800 МПа, 5=19%, v(/=61%), хромоникелевый или хромомарганцевоникелевый (45X18Г1 ОН 10Ф2М2: а0;2 =900 МПа, 5=18%, ц/=46%).

Показана сильная зависимость характеристик жаропрочности сталей от легирования аустенитной матрицы. Несмотря на высокие кратковременные механические свойства при комнатной и повышенной (600°С) температурах, марганцевая сталь 45Г20Ф2М2 обладает более низким пределом длительной прочности по сравнению со сталью 45Н26Ф2М2, с невысокой кратковременной прочностью. Высокий уровень жаропрочных свойств при температурах 500-700°С достигнут у хромомарганцевоникелевых сталей 50Х16Г15Н6Ф2М2 и 45Х18Г10Н10Ф2М2: ош10оо = 310-340 МПа и а60010ооо = 200-260 МПа.

3. Показано, что влияние состава аустенитной матрицы на уровень механических свойств проявляется, главным образом, через изменение морфологии, размера и плотности распределения частиц основной упрочняющей фазы - карбида (V,Mo)C. Легирование аустенита большим количеством хрома или никеля снижает интенсивность дисперсионного твердения: в первом случае - из-за связывания части углерода в первичные сложнолегированные карбиды Ме2зСб, во втором случае - из-за перехода части углерода в графит. Вклад в упрочнение карбидов молибдена Ме6С и Мо2С мал.

4. Выявлено повышение (более чем в 2 раза) стойкости карбидоупрочняемых аустенитных марганцевых сталей к КРН при перестаривании, что связано с уменьшением микронапряжений в аустенитной матрице из-за потери когерентности дисперсных частиц (V,Mo)C. Доказано, что сопротивление КРН в 3,5% водном растворе NaCl марганцевых сталей значительно выше, чем хромомарганцевых (стсред/аВОзд ^ 0,8 и асред/(тВОзд < 0,1, соответственно). Показано, что в хромомарганцевых аустенитных сталях, легированных ванадием и молибденом, замена углерода азотом сопровождается увеличением стойкости к КРН.

5. Показано, что низкое сопротивление термоциклическому воздействию (-196<->900°С) марганцевого аустенита по сравнению с хромоникелевым определяется его меньшей теплопроводностью, более высоким значением коэффициентом линейного расширения, а также более низким сопротивлением динамическим нагрузкам при отрицательных температурах. Предложено величину изменения относительного сужения ДЧ'ЛР использовать как параметр степени повреждаемости деталей из аустенитных стабильных сталей, работающих в условиях термоциклирования.

6. Обнаружено положительное влияние совместного легирования ванадием и молибденом высокоуглеродистых аустенитных марганцевых сталей на их сопротивление адгезионному изнашиванию в широком интервале скоростей скольжения и удельных давлений. Фактором, определяющим высокую износостойкость, является сосуществование в прочной аустенитной матрице дисперсных карбидов (V,Mo)C и крупных первичных неравноосных карбидов МебС и МеС.

7. Разработаны новые методы поверхностного упрочнения аустенитных сталей. Впервые предложены и успешно опробованы в производстве цементуемые аустенитные стали типа 26Г20Ф2М4, на которых в результате поверхностного науглероживания и последующих закалки и старения получены глубокие (до 3 мм), твердые (более 50 ед.НЯС), износостойкие поверхностные карбидоупрочненные слои. Впервые экспериментально доказана возможность поверхностного упрочнения высокохромистых сталей типа 65Х28Н8М2 за счет регулируемого выделения твердой и немагнитной а-фазы. Разработан новый метод поверхностного упрочнения метастабильных аустенитных сталей типа Х12Н12ТЗ и Н26ТЗ с помощью контролируемого мартенситного превращения и азотирования, позволяющий получать твердые (более 50 ед.Н11С) ферромагнитные слои любой толщины на немагнитной матрице.

В заключение автор выражает благодарность Л.Г. Коршунову, Ю.И. Филиппову, Э.Н. Фризену, А.В. Макарову, О.Н. Хакимовой, Н.Л. Печёркиной, Т.Н. Кочетковой за сотрудничество при проведении эксперимента. Автор благодарит В.В. Сагарадзе за обсуждение результатов на различных этапах выполнения работы.

1. Банных О.А. Аустенитные стали в XXI веке // Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов: Тез. докл. VI Всероссийской конференции.- Екатеринбург, 2001.- С. 13.

2. Келли П.М., Наттинг Дж. Механизмы упрочнения стали // Высокопрочная сталь: Пер. с англ. / Под ред. Л.К. Гордиенко М.: Металлургия, 1965. - С.24 - 37.

3. Банных О.А., Либеров Ю.П., Анцыферова М.В. Высокопрочное состояние конструкционной стали // Металлы.- 2001. №5.- С.90-96.

4. Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железоникелевой основе / Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. и др. М.: Наука, 1982. - 260 с.

5. Малышев К.А. Фазовый наклеп аустенитных сталей // Некоторые вопросы магнетизма и прочности твердых тел. Свердловск, 1968. - В.27.- С.385 -401.

6. Малышев К.А. Упрочнение аустенитных сталей фазовым наклепом // Высокопрочные немагнитные сплавы. М.: Наука, 1973. - С.5-12.

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

8. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989.-270 с.

9. Соколов О.Г., Кацов К.Б. Железомарганцевые сплавы. Киев: Наукова думка, 1982. - 120 с.

10. Ю.Приданцев М.В., Талов Н.П., Левин Ф.Л. Высокопрочные аустенитные стали. М.: Металлургия, 1969. - 247 с.

11. И.Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. - 295 с.

12. Меськин B.C. Основы легирования стали. М.: Металлургия, 1964. - 684 с.

13. Гудремон Э. Специальные стали: Пер. с нем. / Под ред. А.С. Займовского.- М.: Металлургия, 1966. -Т.1 -2.- 1274 с.

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

15. Грачев С.И., Бараз В.Р. Теплостойкие и коррозионно-стойкие пружинные стали. М.: Металлургия, 1989. - 144 с.

16. Ульянин Е.А., Сорокина Н.А. Стали и сплавы для криогенной техники: Справочник. М.: Металлургия, 1984. - 208 с.

17. П.Масленков С.Б., Масленкова Е.А. Стали и сплавы для высоких температур. М.: Металлургия, 1991. - Т.1 - 382 с.

18. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969. -752 с.

19. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1967. -798 с.

20. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы: Пер. с англ. / Под ред. Е.М.Савицкого. М.: Металлургия, 1976. - 567 с.

21. Филиппов М.А., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. - 256 с.

22. Сорокина Н.А., Шлямнев А.П. Коррозионно-стойкие Cr-Мп- стали повышенной прочности альтернатива Cr-Ni-сталям // МиТОМ.- 1999.-№6.-С.26-31.

23. Рашев Ц.В. Высокоазотистые сплавы, выплавляемые под давлением. -София: Болгарская АН, 1995. 268 с.

24. Гойхенберг Ю.Н., Журавлев Л. Г., Мирзаев Д. А. и др. Исследование коррозионного растрескивания, структуры и свойств упрочненных Сг— Мп аустенитных сталей с азотом // ФММ. 1988. - Т.65. - В.6. - С. 11311137.

25. Афанастов Н.Д., Гаврилюк В.Г., Дузь В.А. и др. Структурные изменения при холодной пластической деформации азотосодержащих нержавеющих сталей // ФММ. 1990. - № 8. - С. 121 - 126.

26. Установщиков Ю.И., Рац А.В., Банных О.А., Блинов В.М и др. Структура и свойства высокоазотистых аустенитных сплавов Fe-18% Сг, содержащих до 2% Ni // Металлы. 1998. - № 2. - С.38 - 43.

27. Банных О.А., Блинов В.М., Костина М.В., Карпман М.Г., Червяков А.В., Дымов А.В. О возможности применения высокопрочных коррозионно-стойких аустенитных сталей для хирургических имплантантов // Металлы.- 2002. № 3. - С.111- 118.

28. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Особенности сталей, легированных азотом// МиТОМ. 2000. - №12. - С.З - 6.

29. Свистунова Т.В., Шлямиев А.П. Коррозионно-стойкие стали и сплавы: состояние и направление развития // Защита металлов. 1996. - Т.32. - №4. -С.375 - 380.

30. Sagaradze V.V., Danilchenko V.E., L'Heritier P., Shabascov V.A. The stucture and propetions of Fe-Ni alloys with a nanocristalline formed unter different conditiones of y-»a-»y transforations// Mater. Sci. Eng.- 2002.- A337.- P. 146- 159.

31. Сагарадзе B.B., Малышев К.А., Ожиганов A.B., Косицына И.И. Нержавеющие аустенитные стали, упрочняемые фазовым наклепом // МиТОМ. -1981. №6. - С.57 - 60.

32. Терещенко Н.А., Сагарадзе В.В., Уваров А.И., Малышев К.А. Стареющие стали со структурой е-мартенсита // ФММ. 1982. - Т. 53,- В.1. - С.124 -130.

33. Коршунов Л.Г., Черненко Н.Л. Структурные превращения при трении и износостойкость сплавов системы Fe-Mn, содержащих с-мартенсит // ФММ.- 1987. Т.63. - В.2. - С.319 - 328.

34. Гольдшмидт Дж. Сплавы внедрения: Пер. с англ. М.: Мир, 1971. -Т.1. -424 с.

35. Тот JI. Карбиды и нитриды переходных металлов: Пер. с англ. М.: Мир, 1974.-294 с.

36. Таблицы физических величин: Справочник / Под ред. И.К. Кикоина. М.: Атомиздат, 1976. - 1006 с.

37. Попов В.В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 380 с.

38. Silcock J.M. Precipitation of vanadium carbide // Acta Metallurgica. 1966. V.14. N5 . P.687- 692.

39. Silcock J.M. Precipitation in austenitic containing vanadium // JISI. 1973. V.211. - №11.- P.792 - 800.

40. Гольдштейн М.И., Фарбер B.M. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

41. Блинов В.М., Банных О.А., Старостина Н.М., Рудман В.А., Власов Я.Я., Шебатинов М.Н. Структура и механические свойства немагнитных сталей с упрочнением карбидами VC и МебС // Высокопрочные немагнитные стали. М.: Наука, 1978. - С.91 - 98.

42. Старостина Н.М., Банных О.А. Структура и механические свойства немагнитных сталей с различным типом карбидных фаз // Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982. - С.72 - 96.

43. Колосова Э.Л., Гольдштейн М.И., Суслопаров Г.Д. О процессе карбидообразования при диффузионном у—>а превращении в сталях с молибденом // ФММ. 1970. - Т.29. - В.2. - С.349 - 357.

44. Бронфин Б.М., Луценко В.Т. Исследование процесса выделения карбидной фазы в стали 110Г13Л // Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982. - С.92-96.

45. Банных О.А. Влияние легирования у-твердого раствора на процессы старения аустенитных сталей // Высокопрочные немагнитные сплавы. -М.: Наука, 1973. С.28 - 33.

46. Блинов В.М. Влияние легирования у-твердого раствора на структуру и механические свойства немагнитных сталей, стареющих с выделением карбида ванадия // Высокопрочные немагнитные стали. М.: Наука, 1978. - С.83 - 90.

47. Банных О.А., Блинов В.М., Радченко В.А. Влияние титана на механические свойства стареющих немагнитных ванадийсодержащих сталей // Изв. АН СССР. Металлы. 1984. - № 5. - С. 124 - 125.

48. Уваров А.И., Малышев К.А., Мирмельштейн В.А., Устюгов П.А. Влияние ванадия на упрочнение аустенитной стали 40Х4Г18 при старении //

49. МиТОМ. 1971. - № 6. - С.60 - 62.

50. Уваров А.И., Малышев К.А., Мирмелыитейн В.А., Устюгов П.А. Влияние ванадия на упрочнение стали 60ХЗГ8Н8Ф при старении // МиТОМ.- 1974.- №7. С.67 - 68.

51. Уваров А.И., Романова P.P., Пушин В.Г. Упрочнение стареющей аустенитной стали ЗЗН25ЮЗФ // ФММ. 1977. - Т.44. - В.5. - С. 1052 -1057.

52. Уваров А.А., Малышев К.А. Термомеханическое упрочнение аустенитных стареющих сталей // Высокопрочные немагнитные сплавы. М.: Наука, 1973. - С.46-53.

53. Васечкина Т.П., Уваров А.И., Малышев К.А. Влияние распада пересыщенного твердого раствора на стабильность аустенита при деформации // Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982.-С.96- 100.

54. Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение аустенитных немагнитных сталей // Высокопрочные немагнитные стали. М.: Наука, 1978. - С.56 - 60.

55. Богачев И.Н., Звигинцева Г.Е., Логунов В.Я. Дисперсионное упрочнение высокомарганцевых сплавов, легированных ниобием и ванадием // Проблемы прочности. 1976. - № 2. - С.85 - 88.

56. Филиппов М.А., Хадыев М.С., Амигуд Г.Г., Таширов В.Г. Фазовые превращения и упрочнение дисперсионно-твердеющих высокомарганцевых сталей, содержащих е-мартенсит // Изв. АН СССР. Металлы. -1982. -№5. -С. 175 181.

57. Романова P.P., Пушин В.Г., Уксусников А.Н., Буйнов Н.Н. Структура и механические свойства аустенитных никелевых и марганцевых сталей, упрочняемых карбидами ванадия // ФММ. 1981. - Т.51. - В.6. - С. 1263 -1273.

58. Уваров А.И., Романова P.P., Уксусников А.Н., Буйнов Н.Н. Влияние низкотемпературного старения перед высокотемпературным на механические свойства и структуру стали 40Х4Г18Ф // ФММ. 1973. -Т.36. - В.4. - С.735 - 741.

59. Васечкина Т.П., Пушин В.Г., Уксусников А.Н., Уваров А.И. Структура и механические свойства метастабильных хромомарганцевых сталей после деформации растяжением // ФММ. 1978. - Т. 46. - В.5. - С.963 -969.

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

61. Стали и сплавы: Марочник: Справочное изд. / Под. ред. В.Г. Сорокина, М.А. Гервасьева. М.: Интермет Инжиниринг, 2001. - 608с.

62. Кршиж И., Чал А., Пеца П. Исследование кинетики дисперсионного твердения высокомарганцевой аустенитной стали // МиТОМ. 1960. - №5.- С.8

63. А.с. 508559 (СССР). Немагнитная сталь. / Банных О.А., Блинов В.М., Старостина Н.М. 1976, Бюл. № 12.

64. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа: Справочник. М.: Металлургия, 1986. - 460 с.

65. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Фризен Э.Н. Структура и свойства стареющих Mn-V-Mo аустенитных сталей с различным содержанием углерода // ФММ. 1986. - Т. 62. -В.З. -С. 556 - 565.

66. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Упрочнение марганцевых аустенитных сталей, легированных ванадием и молибденом // Высокопрочные аустенитные стали. М.: Наука, 1987. - С.З - 17.

67. Косицына И.И., Уваров А.И., Филиппов Ю.И., Фризен Э.Н. Структура и физико-механические свойства аустенитной стали типа 20Г20Ф2М2 // Ден. в ВИНИТИ, 1990, № 2999-В90. 19 с.

68. Schuman Н. Wesensgleichheit der у/в/а Umwandlung in kohlenstoffarmen austenitischen Mangan- und Chrom-Nickel-Stahlen // Neue Hutte. 1972. -H.4. - S.203-210.

69. Грикоркин В.И. Хрупкость аустенитных сталей, легированных марганцем // МиТОМ. 1969. -№ 7. - С.62 - 69.

70. Макогон Ю.Н., Николин Б.И. Минимум электросопротивления в немагнитных марганцевых сплавах при низких температурах // Высокопрочные немагнитные стали. М.: Наука, 1978. - С.213 - 219.

71. Гуляев А.П., Волынова Т.Ф. Георгиева И .Я. Фазовые превращения в сплавах системы Fe-Mn высокой чистоты // МиТОМ. 1978. - №3. - С.2 -6.

72. Cochrane R. С., Morrison W. В. Influence of vanadium on transformation characteristics of high straight line-pipe steels // Metas Technol. -1981. V.8.-№12. - P.458 - 465.

73. Криштал M.A., Давыдов Ю.И., Лернер М.И. О роли механизма рассыпания границ в процессе укрупнения зерен // Вопросы металловедения и физики металлов. Тула: Труды ТЛИ, 1974. - В.2. - С.48 -52.

74. Денисова И.К., Захаров В.Н., Карпова Н.М., Фарбер В.М. Рост зерна в жаропрочных аустенитных сталях // МиТОМ. 1985. - № 2. - С.54 - 55.

75. A.C. 1115493 (СССР), МКИ С 22 С 38/12. Немагнитная сталь / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, Л.Г. Коршунов, Г.А. Хасин, Е.И. Щедрин, Н.М. Лучинин. 3612221/22-02; Заявлено 28.06.83; Опуб. 02.08.84.

76. Электронная микроскопия тонких кристаллов / П. Хирш, А. Хови, Р. Николсон и др.: Пер. с англ. / Под ред. Л.М. Утевского. М.: Мир, 1968. -574 с.

77. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. - 583 с.

78. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация: Пер. с англ. / Под ред. Л.Г.Орлова. М.: Мир, 1971. - 256 с.

79. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия,1976.-271 с.

80. Тяпкин Ю.Д., Травина H.JL, Козлов В.П. Электронно-микроскопическое исследование параметров пространственного распределения выделений второй фазы в стареющих сплавах на никелевой основе // ФММ. 1973. -Т.35. - В.З. - С.577- 583.

81. Чуистов К.В. Модулированные структуры в стареющих сплавах. Киев:

82. Наукова думка, 1975. 229 с. 82.Silcock J.M., Tunstall W.J. Partial Dislocations Associated with NbC Precipitation in Austenitic Stainless Steels // Philos. Mag. - 1964. - V.10. -№ 105. - P.361- 369.

83. Галкин A.A., Горбач В.Г., Добриков A.A. и др. Влияние исходного структурного состояния на распад твердого раствора аустенита // УФЖ.1977. Т.22. - №4. - С.626 - 632.

84. Казаковцева В. А., Усиков М.П. Структура ванадиевой и молибденовой стали на стадии образования специальных карбидов // ФММ. -1982. Т.52. -В.4. С.764 - 771.

85. Scarlin R.B., Edington W.M. Precipitation of vanadium carbide in an Ni-38%at.-3%at.V-2.4%at.C alloy // Journal of Materials Science. 1974. -V.9. №10.-P.1590- 1594.

86. Adroanovski B. P., Greenberg B. A., Syutkina V. I., Shashkov O. D., Yakovleva E. S. Deformation of ordered CuAu alloy // Phys. Stat. Sol. (a). -1971. -V.6.-P.323 336.

87. Косицына И.И., Сагарадзе B.B., Хакимова O.H. Особенности карбидного старения аустенитных сталей с различной основой. 4.1. Механические свойства и влияние первичных карбидов // ФММ. -1997. -Т.84. -В.1. С.112 - 120.

88. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова О.Н. Особенности карбидного старения аустенитных сталей с различной основой. 4.II Кинетика и механизмы выделения карбидов // ФММ. 1997. - Т.84.1. B.1.-С.121 -130.

89. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Аустенитные стали различных систем легирования с карбидным упрочнением // Металлы. 2001. №6.1. C.65-74.

90. Косицына И.И. , Сагарадзе В.В. Изменение механических свойств и антиферромагнитное упрочнение марганцевых аустенитных сталей при низких температурах // ФММ. -1989. Т.68. - В.4. - С. 818 - 825.

91. Косицына И.И., Сагарадзе В.В. Упрочнение Mn-V-Mo аустенитных сталей // Металловедение и материалы, полученные в условиях газового противодавления. София: Болгарская академия наук, 1988. - Т.З. - С.132 -140.

92. Гаврилюк В.Г., Надутов В.М. Атомное и магнитное упрочнение в Fe-Ni-C аустените. Киев: Препринт ИМФ АН СССР, 1983. - 30 с.

93. Металлография железа: Структура сталей: В 3 Т.: Пер. с англ. / Под ред.Ф.Н. Тавадзе. М.: Металлургия, 1972. - Т.2. - 284 с.

94. Фарбер В.М. Природа дисперсионного упрочнения стабильных аустенитных сталей // Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982. - С.77 - 82.

95. Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. Киев: Наукова думка, 1985.-230 с.

96. Ardell A.J., Nicholson R.B. On the modulated structure of aged Ni-Al alloys // Acta met. 1966. - V.14. - №10. - P.1295 - 1309.

97. Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. Новосибирск: Наука, 1983.- 167 с.

98. Gerold V., Haberkorn Н. On the Critical Resolved Shear Stress of Solid Solutions Containing Coherent Precipitates // Phys. stat. sol. 1966. - V.16. -№ 2. - P. 675 - 684.

99. Гольдштейн М.И. Дисперсионное упрочнение низколегированных конструкционных сталей // МиТОМ. 1975. - № 11.- С.50 - 58.

100. Косицына И.И., Кочеткова Т.Н. Характеристики жаропрочности высокопрочных аустенитных сталей // ФММ. 2003. - Т.93. - №3. -С.83 - 94.

101. Косицына И.И., Кочеткова Т.Н. Долговечность высокопрочных аустенитных сталей при повышенных температурах // В сб. трудов второй международной конференции // Разрушение и мониторинг свойств металлов. Екатеринбург: ИМАШ УрО РАН, 2003. - С.41-54.

102. Степнов М.Н. Статистическая обработка результатов механических испытаний. М.: Машиностроение. 1972. - 230 с.

103. Павлов В.А. Физические основы пластической деформации металлов. -М.: Наука, 1962. 199 с.

104. Розенберг В.М. Основы жаропрочности металлических тел. М.: Металлургия, 1973. - 328 с.

105. Криштал М.А., Миркин И.Л. Ползучесть и разрушение сплавов. М.: Металлургия, 1966. - 180 с.

106. Геминов В.Н. Ползучесть металлов и сплавов // Итоги науки и техники металловедения и термической обработки. М.: ВИНИТИ, 1984. - Т. 18. -С.57 - 97.

107. Штремель М.А. Прочность сплавов: Часть И: Деформация: Учебник для вузов. М.: МИСИС, 1997. - 527 с.

108. Голубовский Е.Р., Мельников Г.П., Булыгин И.П. Об оценке жаропрочности при нестационарных режимах // Проблемы прочности. -1981. №12. - С.14 - 19.

109. Ковпак В.И. К вопросу о прогнозировании остаточной долговечности металлических материалов // Проблемы прочности. 1981. - №10. - С.95 -99.

110. Асвиян М.Б. К вопросу прогнозирования длительной прочности стали по её химическому составу при высоких температурах и давлениях водорода // Физико-химическая механика материала. 1982.- Т.18. - №1. -С.82 - 85.

111. Lai J.K. A set of master curves for the creep ductility of type 316 stainless steel // Journal of Nuclear Materials. 1979. - V. 82. - №1. - P.123 - 128.

112. Мовчан Б.А., Нероденко Jl.M., Дабижа E.B. Структурный подход к описанию высокотемпературной установившейся ползучести металлических материалов // Проблемы прочности. 1980. - №5. - С. 10 -18.

113. Мовчан Б.А., Нероденко Л.М., Касаткин О.Г., Дабижа Е.В. Структурно-феноменологический подход к описанию высокотемпературной ползучести твердых тел // Проблемы прочности. 1974. -№9. - С.З - 9.

114. Отраслевой стандарт ОСТ 108.901.102-78. Методы определения жаропрочности материалов.- М.: Издательство стандартов, 1980. 81 с.

115. Бенар Ж. Окисление металлов: Пер. с франц. М.: Металлургия, 1968. -Т.1.-222 с.

116. Вишняков Я. Д. Дефекты упаковки в кристаллической решетке. М.: Металлургия, 1970. - 215 с.

117. Павлов В.А., Носкова Н.И., Кузнецов Р.А. Влияние дефектов упаковки на механические свойства металлов // ФММ. 1967. - Т.24. В.5. - С.947-965.

118. Василенко И.И., Мелехов Р.К. Коррозионное растрескивание сталей. -Киев.: Наукова думка, 1977. 265 с.

119. Герасимов В.В., Герасимова В.В. Коррозионное растрескивание аустенитных нержавеющих сталей. М.: Металлургия, 1976. - 176 с.

120. Канайкин В.А., Матвиенко А.Ф. Разрушение труб магистральных газопроводов. Екатеринбург: Банк культурных информации, 1999. - 190 с.

121. Колотовский А.Н., Ахтимиров Н.Д. Разрушение газопроводов по причине коррозионного растрескивания под напряжением по предприятию Севергазпром // Коррозионное растрескивание под напряжением трубных сталей. Ухта, 1996. - с. 13 - 24.

122. Герасимов В.В. Прогнозирование коррозии металлов. М.: Металлургия, 1989. - 152 с.

123. Коррозионное растрескивание аустенитных и ферритных сталей / Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И., Матвиенко А.Ф., Мирошниченко Б.И., Лоскутов В.Е., Канайкин В.А. Екатеринбург: УрО РАН, 2004. - 228 с.

124. Завал ишин В. А., Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И., Косицы на И.И., Васечкнна Т.П. Катастрофическое коррозионное растрескивание стареющих сталей // Проблемы прочности. 1991. - № 1. - С. 51 - 58.

125. Розенфельд И.И., Спиридонов В.Б., Кондради М.В. Влияние температуры старения на склонность к коррозионному растрескиванию мартенситностареющих высокопрочных сталей //Защита металлов. 1979. -T.XV.-№4.-С. 416-420.

126. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И. Влияние перестарнвания на повышение сопротивления коррозионному растрескиванию высокопрочной марганцевой аустенитной стали // ФММ. 1995. - Т.79. - В.2. - С. 136 - 143.

127. Васечкина Т.П., Сагарадзе В.В., Печеркина Н.Л., Филиппов Ю.Н., Горбатенко Н.А. О роли стабильности аустенита при коррозионном растрескивании стареющих марганцевых аустенитных сталей // Защита металлов. 1989. - Т.25. - № 5. - С.793 - 800.

128. Eliezer L., С hakrapan D., A ltstetter С., Pugh Е. Тhe i nfluence о f austenite stability on the hydrogen embattlement and stress corrosion cracking of stainless steel //Metallurgical Transactions. 1979. - V.10A. - №7. - P.935 -941.

129. Васечкина Т.П., Сагарадзе B.B., Печеркина Н.Л., Филиппов Ю.И. Влияние ВТМО на коррозионное растрескивание стареющей аустенитной марганцевой стали // Защита металлов. 1987. - Т. 23. - №5. - С.815 - 821.

130. Горелик С.С., Расторгуев А.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: Металлургия, 1970. - 366 с.

131. Княжева В.М., Колотыркин Я.М., Бабич С.Г. Влияние избыточных фаз на коррозионное поведение нержавеющих сталей // Защита металлов. -1985. Т.21. - №2. - С.163 - 172.

132. Колли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М.: Мир, 1974. 496 с.

133. Heubner V. Werstoff and Korrosion. 1986. - B.37. - №1. - S. 7 - 12.

134. Вороненко Б.И. Коррозионное растрескивание под напряжением низколегированных сталей. Влияние структуры и термообработки // Защита металлов. 1997. - Т.ЗЗ. - № 6. - С.573 - 589.

135. Плаксеев А.В., Княжева В.М. О кристаллохимическом механизме влияния малых легирующих добавок на процесс растворения коррозионно-стойких сталей в активном состоянии // Защита металлов. 1981. Т.17. - №6. - С.661 - 673.

136. Birley S.S., Tromans D. Stress corrosion cracing of 304 austenitic steel and the martensite transformation // Corrosin. 1971. - V.27. - №2. - P.63 - 71.

137. Косицына И.И., Сагарадзе B.B., Филиппов Ю.И. Влияние легирования молибденом на коррозионную стойкость аустенитных марганцевых дисперсионно-твердеющих сталей // Защита металлов. -2000. Т.36. - №5. - С.488 - 492.

138. Гойхеиберг Ю.Н., Журавлев Л.Г., Внуков В.Ю. и др. Влияние распада аустенита на коррозионное растрескивание и свойства хромомарганцевых сталей с азотом // ФММ. 1990. - № 1. - С. 99- 107.

139. Блинов В.М, Калинин Г.Ю., Костина М.В. и др. Влияние азота на коррозионные и коррозионно-механические свойства стали со структурой азотистого мартенсита // Металлы. 2003. - №3. - С.22-29.

140. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова О.Н., Филиппов Ю.И. Коррозионно-стойкая аустенитная сталь с нитридным упрочнением // ФММ. 1991. - №7. - С.179 - 183.

141. Косицына И.И., Хакимова О.Н. Структура и свойства азотосодержащих аустенитных сталей типа Х18Г15Н6Ф2М2 // Высокоазотистые стали / Труды I Всесоюзной конф. Киев: ИМФ АН УССР, 1990. - С.268 - 273.

142. Гаврилюк В.Г., Дузь В.А., Ефименко С.П., Квасневский О.Г. Взаимодействие атомов углерода и азота с дислокациями в аустените // ФММ. 1987. - Т.64. - В.6. - С.1132-1135.

143. Крагельский И.В., Добрынин Н.Д., Комбалов B.C. Основы расчетов на трение и износ. М.: Машиностроение. 1977. - 526 с.

144. Endoh Y., lsilikawa Y. Antiferrornagnetism of Iron Manganes Alloys // J. Phys. Soc. Japan. 1971. - V.30. - N 6. - P. 1614 - 1627.

145. Седов В. Л. Антиферромагнетизм гамма-железа. Проблема инвара. М.: Наука, 1987.-288 с.

146. Богачев И.Н., Филиппов М.А., Фролова Т.Л. Особенности мартенситных и магнитных превращений в марганцевых сталях // Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1979. - В.5. - С. 5-19.

147. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Фролова Т.Л. Концентрационная зависимость аномалии физических свойств при антиферромагнитном превращении // ФММ. 1970. - Т.29. - В. 2. - С. 358-363.

148. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Эфрос Б.М. Влияние легирующих элементов на удельное электросопротивление железомарганцовистого аустенита при антиферромагнитном превращении // ФММ. 1970. - Т.29. - В.2. - С.424-426.

149. Кибальник В.Д., Литвинов B.C. Влияние алюминия на антиферромагнитный переход в железомарганцевых аустенитных сплавах // ФММ. -1984. Т.58. - В.5. - С. 902-906.

150. Хоменко О.А., Хилькевич И.Ф., Звигинцева Г.Е., Ваганова JI.A. Магнитообъемная аномалия в сплавах железо-марганец с ГЦК решеткой // ФММ. 1978. - Т.45. - В. 4. - С. 729-736.

151. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Фролова T.JL Особенности упрочнения аустенитных железомарганцевых сплавов // ФММ. 1972. - Т.ЗЗ. - В. 4. -С. 808-813.

152. Богачев И.Н., Звигинцева Г.Е. Взаимосвязь магнитных превращений в металлах и сплавах со свойствами и мартенситным превращением // МиТОМ.- 1980.-№3.-С. 51-58.

153. Литвинов B.C., Кибальник В.Д., Филиппов М.А. Влияние алюминия на хладноломкость железомарганцевых аустенитных сплавов // ФММ. 1986. -Т.61. В.5. - С.1026-1028.

154. Сагарадзе В.В., Земцова Н.Д., Старченко Е.И. и др. Влияние магнитного упорядочения на свойства аустенитных сплавов // ФММ. 1983. - Т.55.1. B.1. С.113-124.

155. Садовский В.Д., Сагарадзе В.В., Старченко Е.И. и др. Влияние магнитного упорядочения на работу развития трещины и пластичность аустенитных сплавов на Fe—Ni основе // ФММ. 1984. - Т.57. - В.5.1. C.959-966.

156. Сагарадзе В.В., Старченко Е.И., Пушин В.Г., Турхан Ю.Э. Магнитное упорядочение и механические свойства аустенитных сплавов системы Fe—Ni // ФММ. 1986. - Т.62. - В.6. - С.1144-1155.

157. Бутыленко А.К. Современные представления об антиферромагнитном упорядочении в хроме // Электронные свойства металлов и сплавов. -Киев: Наукова думка, 1966. С. 18-48.

158. Меньшиков А.З., Шестаков В.А. Магнитные неоднородности в инварных железоникелевых сплавах // ФММ. 1977. - Т.43. - В. 4. - С.722-733.

159. Сагарадзе В.В., Косицына И.И., Печеркина H.JL, Хакимова О.Н. Изменение структуры и свойств аустенитных сплавов при термоциклировании // ФММ. 1992. - № 9. - С.119-122.

160. Туляков Г.А. Термическая усталость в теплоэнергетике. М.: Машиностроение. 1978. - 199 с.

161. Баландин Ю.Ф. Термическая усталость металлов в судовом энергомашиностроении . Л.: Судостроение. 1967. - 272 с.

162. Швиденко В. Термоусталость. Киев: Высшая школа. 1980. - 208 с.

163. Дехтяр И.Я. К вопросу термической усталости металлов // Вопросы физики металлов и металловедения. Киев: Наука, 1964. - С. 32-42.

164. Бочвар А.А., Сергеев Г.Я., Жулькова А.А., Колобнева Л.И., Томсон Г.И. Влияние циклических нагревов и охлаждений на размерную стабильность различных металлов и сплавов // МиТОМ. 2002. - №11. -С.29-30.

165. Розенберг В. М., Шалимова А. В. Прецизионное определение плотности образцов методом гидростатического взвешивания // Заводская лаборатория. 1967. - № 5. - С. 586-587.

166. Баранов А. А. Структурные изменения при термоциклической обработке металлов // МиТОМ. 1983. - № 12. - С. 2-10.

167. Тайн Н. Ю. Технология нагрева стали. М.: Металлургиздат, 1962. - 567 с.

168. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Липецкий Я.С. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. - 320 с.

169. Волосевич Л.Ю., Гриднев В.Н., Петров Ю.А. Влияние марганца на ЭДУ в сплавах Fe-Mn // ФММ. 1976. - Т.42. - В.2. - С. 372-376.

170. Соколов Л.Д., Шнейберг A.M., Скуднов В.А. Энергия дефектов упаковки и факторы, влияющие на нее // Технология легких сплавов. -1982. № 2. - С.82-99.

171. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Звигинцева Г.Е., Фролова Т.Л. Хрупкость аустенита железомарганцевых сплавов // МиТОМ. 1972. - №8. - С.51-53.

172. Процессы пластического структурообразования металлов / Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Минск. 1994. - 232 с.

173. Ахмадеев Н.А., Валиев Р.З., Копылов В.И., Мулюков P.P. Формирование субмикрозеренной структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования // Металлы. 1992. - № 5. -С.96-101.

174. Berbon Р.В., Tsenev N.K., Valiev R.Z. Fabrication of bulk ujtrafine-grained materials through intense plastic straining // Met. Mat. Trans. 1998. - V.29A. - №9. - P.2237-2243.

175. Yoshinori Iwahashi., Minoru Furukawa., Zenji Horita. Microstructural characteristics of ultrafine-graned aluminum produced using equal-channel angular//Met. Mat. Trans. 1998. - V.29A. - №9. - P.2245-2252.

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

177. Валиев Р.З., Корзников А.В., Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой // ФММ. 1992. - № 4. - С.70-86.

178. Дерягин А.И., Завалишин В.А., Земцова Н.Д. и др. Влияние внешних воздействий на магнитные свойства и структуру аустенитной стали 45Г17ЮЗ //ФММ. 1992. -№11. - С.124-130.

179. Лихачев В.А., Панин В.Е., Засимчук Е.Э. и др. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. Киев: Наукова думка, 1989.-320 с.

180. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Копылов В.И. Формирование высокопрочного и высокопластичного состояния в метастабильных аустенитных сталях методом равноканально-углового прессования // ФММ. 1999. - Т.88. - №5. - С.99-104.

181. Сагарадзе В.В., Косицына И.И., Коршунов Л.Г. Износостойкость дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей на железомарганцевой основе // Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей . М.: Наука, 1986. - С.107-110.

182. Zum Cahr К.Н. Reibung und Vercheib eines austenitischen stahles unter abrasiven Bedingungen // Zeitschr. Metallk. 1977. Bd. 68. - № 5. - S. 381-389.

183. Термическая обработка в машиностроении: Справочник / Под ред. Ю.М. Лахтина, А.Г. Рахштадта. М.: Машиностроение, 1980. - 783 с.

184. Химико-термическая обработка металлов и сплавов: Справочник / Под ред. Л.С.Ляховича. М.:Металлургия, 1981. - 424 с.

185. Блинов В.М., Волкова P.M., Ковнеристый Ю.К., Рудман В.А., Сорокин Ю.В. Поверхностное упрочнение дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей // МиТОМ. 1973. - №3. - С.12-17.

186. Блинов В.М., Ковнеристый Ю.К., Волкова P.M., Рудман В.А., Сорокин Ю.В. Поверхностное упрочнение высокопрочных немагнитных сталей // Высокопрочные немагнитные сплавы. М.: Наука, 1973. - С. 68- 77.

187. Вороненко Б.И. Цементуемость маломагнитных нержавеющих сталей различных структурных классов // Структура и свойства немагнитных сталей : Тез. докл. IV Всесоюзного совещания. Черноголовка, 1983. -с.46.

188. А.с. 1103558 (СССР), МКИ С 21 D 1/78. Способ упрочнения немагнитных аустенитных сталей / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, Е.И.Щедрин, Н.М. Лучинин. 34432541/22-02; Заявлено 04.05.82; Опуб. 23.04.84.

189. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Азотирование стали. М.: Машиностороение. 1976. - 256 с.

190. Рудман В.А., Блинов В.М. О причинах некоторых дефектов в азотированном слое аустенитных сталей // Высокопрочные аустенитные стали. М.: Наука, 1978. - С.147-151.

191. Кинцель А. Б., Руссел Фрэнке. Высокохромистые нержавеющие и жароупорные стали. М.: Металлургиздат, 1945. - 243 с.

192. Зубенко А.С. Образование ст-фазы в хромистых ферритных сталях // МиТОМ. 1982. - №4. - С.37-39.

193. Gilman J. Hardening of High-Cromium Steels by Sigma-phase Formation // Trans, of ASM. -1951. V. 4.-P.161- 192.

194. Mathern G., Letevre J., Tricot R. Formation de la phasa sigma dansles aciens inoxydables austeno-ferritigues et influence sur les proprietesmecanigues //Mem. Sci. Rev. met. 1974. - V. 71. - №12. - P.841- 850.

195. Machara Y., Ohmori Y., Murayama. N., Fujino. Kunitake T. Effects of alloying elements on a-phase precipitation in duplex phase stainless steels // -Metal Science. 1983. - V. 17. - №11. - P.541-647.

196. Naohara Т., Shiohara K. Sigma-phase in Cr-Ni binary alloy system // Scr. Met. 1983.-V. 17. - №1. - P.l 11-114.

197. Jolly P., Hochmann J. Evolution structural acier inoxydable austeno-ferritigue par maitien entre 600 et 1150°C // Met. Sci. Rev. Met. 1973. - V.70. -№2.-P.l 17-123.

198. White W.E. Le May. Metallographic observations on the formation and occurrence of ferrite. sigma-phase and carbides in austenitic stainless steels. -Metallography. 1972. - V. 5. - №4. - P. 333-345.

199. Machara Y. Precipitation behavior of ст -phase in duplex phase stainless steels//JISI. 1980. - V. 66. -№4. - P.537.

200. Anderson Т., Lunberg B. Effect of Mo the lattice parameters and on the composition of sigma-phase and Ме2зСб carbide in an austenitic 25Cr-20Ni steel // Metallurgical Trans. 1977. - V.8A. - №5. - P.787- 790.

201. Duhaj P., Ivan Y., Makovicky E. Sigma-phase precipitation in austenitic steels //JISI. 1968. - V. 206. - P.1245-1251.

202. А. с. 55-38025(Япония). Аустенито-ферритная нержавеющая двухфазная сталь / Иоритака Масаси, Сато Кадзуо, Иокомидзо Каезухоро. 1975.

203. Сагарадзе В.В., Косицына И.И., Арбузов В.Л., Шабашов В.А., Филиппов Ю.И. Фазовые превращения в сплавах Fe-Cr при термическом старении и электронном облучении // ФММ. 2001. -Т.92. - №5. - С.1-10.

204. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Распопова Г.А., Кабанова И.Г. Образование собственных и привнесенных фаз при отжиге сплавов железо-хром // Металлы. 2003. - №1. - С.49-56.

205. Southwick P.O., Honeucombe P.W.K. Decomposition of ferrite to austenite in 26%Cr-5%Ni stainless steel // Metal. Science. 1980. - Juli. - P.253- 261.

206. Blacburn M.J., Nutting J. Metallography of an iron 21% chromium alloy subjected to 475°C embattlement // JISI. 1964. - V.202. - №7. - P.610- 613.

207. Solomons H. O., Levinson L. M. Mossbauer effect study of 475°C emrittlement of duplex and ferritic stainless steels // Acta Met. 1978. - V.26. . p.429- 442.

208. Сагарадзе B.B., Кабанова И.Г., Печеркина Н.Л., Малышев А.К. Фазовый наклеп в результате превращений феррит-аустенит // ФММ.1985.-Т. 60. -В.З. -С.530-541.

209. Kirby G.N., Sponseller D.L., Vlack L.H. The relative effects of chromium, molybdenum and tungsten on the occurrence of a-phase in Ni-Co-Cr alloys // Met. Trans. 1974. - V.5. - N6. - P. 1477- 1494.

210. Миркин JI.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: ИФМЛ, 1961. - 863 с.

211. Пивник Е.М. Изотермическое превращение феррита в высоколегированных аустенитно-ферритных сплавах // ЖТЖ. 1955. -Т.25. - В.1. - С.135- 143.

212. Иванова Г.В., Лапина Т.П., Магат Л.М. и др. Структурные превращения и магнитные свойства сплавов на основе системы Fe-Cr-Co-Мо // ФММ. 1977. - Т.43. - В.6. - С. 1201- 1211.

213. Чихос X. Системный анализ в трибонике: Пер. с англ. М.: Мир, 1982. -351 с.

214. Герасимов С.А., Сидорин И.И., Косолапов Г.Ф. Исследование износостойкости азотированных сталей // Изв. вузов. 1973. - № 5. -С.127- 129.

215. Hornbogen Е. Der Einfiup der Bruchzuhigkeit auf Verschleip mettallischer Werstoffe // Zeitschrift fur Metalkunde. 1975. - B.66. - №9. - S.507- 511.

216. Косицына И.И., Сагарадзе B.B., Коршунов Л.Г. Поверхностное упрочнение при образовании а-фазы и ее влияние на износостойкость высокохромистых нержавеющих сталей // МиТОМ. 1983. - № 8. - С. 28-32.

217. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Коршунов Л.Г., Печеркина Н.Л. Структура и износостойкость высокохромистых аустенито-ферритных сталей // ФММ. 1985. - Т. 60. - В. 4. - С.785- 791.

218. Archard Y. Е., Hirst W. The wear of metals under umlubricated conditions // Pros. Roy. Soc. 1956. - V.236. - P.387.

219. Hornbogen E. Microstructure and wear // Metallurgical Aspects of Wear. Bad Purmond. 1979. - Oct. - P.23- 49.

220. Хрущев M.M., Бабичев M.A. Абразивное изнашивание. M.: Наука, 1970.-252 с.

221. Липчин Н.Н., Таскаев И.П. Глубокое обезуглероживание стали водородом // Изв. вузов. Черная Металлургия. 1960. - № 2. - С.135 - 141.

222. Марголин Ю.М., Сахович Ц.М., Юзвинская П.И. Способ повышения коррозионной устойчивости нержавеющих сталей // Сталь. 1943. - № 78. - С.49-55.

223. А.с. 827565 (СССР), МКИ С 21 D 1/78. Способ термической обработки немагнитных сталей и сплавов / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, А.В. Ожиганов. 2 770159/22-02; Заявлено 25.05.79; Опуб. 07.05.81, Бюл.12.

224. Пономарев Е.П. Обезуглероживание в твердой фазе при вакуумно-термической обработке // Защитные покрытия на металлах. Киев:

225. Наукова думка, 1972. В.6. - С.46-51.

226. Ермаков Р.В., Шварцман Л.А., Емельяненко Л.П. Взаимодействие углерода стали с окалиной при отжиге в вакууме // Защита металлов. -1972. В.8. - №1. - С.131-132.

227. Гарбер М.Е., Леей Л.И., Рожкова Е.В., Цыпин И.И. Влияние структуры на износостойкость белых чугунов // МиТОМ. 1968. - №11. - С.48-52.

228. Рожкова Е.В., Гарбер М.Е., Цыпин И.И. Влияние марганца на превращение аустенита белых хромистых чугунов // МиТОМ. 1981. № 1. -С. 48-51.

229. Цыпин И.И. Белые износостойкие чугуны: Структура и свойства. М.: Металлургия, 1983. - 176 с.

230. Комаров О.С., Садовский В.М., Урбанович Н.И., Григорьев С.В. Связь микроструктуры со свойствами высокохромистых чугунов // МиТОМ. -2003. №7. - С.20-23.

231. Turenne S., Larallee R., Masounave J. Matrix microstructure effect on the abrasion wear resistance of high-chromium white cart iron // J. Mater. Science.- 1989. V. 24. - №8. - P.3021- 3028.

232. Гарбер M.E., Рожкова E.B., Цыпин И.И. Влияние углерода хрома, кремния и молибдена на прокаливаемость и износостойкость белых чугунов // МиТОМ. 1969. - № 5. - С.11-14.

233. Шадров Н.Ш., Коршунов Л.Г., Черемных В.П. Влияние молибдена, ванадия, ниобия на абразивную износостойкость высокохромистого чугуна//МиТОМ. 1983. - № 4. - С.ЗЗ - 36.

234. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Макаров А.В., Хакимова О.Н., Козлова А.Н., Устюжаиииова А.И. Влияние структуры на свойства белых хромистых чугунов // МиТОМ. 1996. - №4. - С.7-10.

235. Коршунов Л.Г., Макаров А.В., Осинцева А.Л. Исследование износостойкости и структурных превращений при абразивном изнашивании стали У8, упрочненной лазером // Трение и износ. 1988. -Т. 9.- № 1. - С.52-59.

236. Николин Б.И. Многослойные структуры и политипизм в металлических сплавах. Киев: Наукова думка, 1984. - 340 с.

237. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Черненко Н.Л. и др. Структура и износостойкость цементированной стали 20ХНЗА, подвергнутой электроннолучевой и лазерной обработкам // ФММ. 1989. - Т.68. - В.1. -С.126-132.

238. А.с. №449940 (СССР), МКИ С 21 D 1/78. Способ термической обработки аустенитных метастабильных сталей и сплавов / В.В. Сагарадзе, Е.И. Щедрин, К.А. Малышев, В.П. Лобанов, А.В. Фугман. -1866366/22-1; Заявлено 03.01.73; Опуб. 03.04.75. Бюл. № 42.

239. Малышев К.А., Василевская М.М. Влияние старения в у-состоянии на упрочнение сплавов Fe-Ni-Ti при фазовом наклепе // ФММ. 1964. - Т. 18.- В.5. С.793-795.

240. Сагарадзе В.В., Малышев К.А., Савельева А.В., Щедрин Е.И., Лялин Б.М. Поверхностное упрочнение аустенитных сплавов с помощью контролируемого мартенситного превращения // Высокопрочные немагнитные стали. М.: Наука, 1978. - С. 167-176.

241. Курдюмов Г.В., Максимова О.П., Тягунова Т.В. О превращении деформированного аустенита в мартенсит // Докл. АН СССР. Новая серия. 1950. - В. 73. - №2. - С. 307-310.

242. Сагарадзе В.В., Малышев К.А., Савельева А.В., Щедрин Е.И., Лобанов В.П. Поверхностное упрочнение аустенитных сталей // МиТОМ. 1977. -№8. -С.7-10.

243. Сагарадзе В.В., Малышев К.А., Ожиганов А.В., Косицына И.И. Фазовый наклеп стареющих аустенитных нержавеющих сталей // Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982. - С. 3-9.

244. А.с. 831817 (СССР), МКИ С 21 D 1/78. Способ упрочнения нержавеющих сталей переходного класса / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, А.В. Ожиганов, К.А. Малышев. 2794908/22-02; Заявлено 13.07.79; Опуб. 23.05.81. Бюл. 19.

245. А.с. 924161 (СССР), МКИ С 22 С 38/50. Аустенитная метастабильная сталь / В.В. Сагарадзе, Е.И. Щедрин, К.А. Малышев, И.И. Косицына, Л.Г. Коршунов, Г.А. Хасин. 2977841/22-02; Заявлено 27.08.80; Опуб. 30.04.82. Бюл. 16.

246. А.с. 1077932 (СССР), МКИ С 21 D 6/00. Способ термической обработки аустенитных метастабильных сталей и сплавов / В.В. Сагарадзе, Л.Г. Коршунов, И.И. Косицына, Е.И. Щедрин, Н.М. Лучинин. 3432068/22-02; Заявлено 04.05.82; Опуб. 07.03.84. Бюл. 9.

247. А.с. 1650721 (СССР), МКИ С 21 D 1/09. Способ термической обработки инварных сплавов / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, С.В. Косицын. 4451671/02; Заявлено 01.07.88; Опуб. 23.05.91. Бюл. 19.

248. Сагарадзе В.В., Шабашов В.А., Юрчиков Е.Ю. Регулирование коэффициента линейного расширения железоникелевых инваров с ГЦК-решеткой//ФММ.- 1981.-Т.52. В.6. - С. 1320-1323.

249. Косицына И.И., Косицын С.В., Сагарадзе В.В. Применение лазерной обработки для получения термобиметаллов из метастабильных аустенитных инварных сплавов // МиТОМ. 1992. -№6. - С.21-22.

250. Sagaradze V.V., Kositsina I.I., Danilchenko V.E., LTHeritier P.L. The use of the a-»y transformation for production of pseudobimetallic sensors // Металлофизика и новейшие технологии. — 2001. -Т.23. С. 242-246.