автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Закономерности влияния состава, структуры и технологии механо-термической обработки на комплекс свойств новых сталей на Fe-Cr-Ni основе для упругих элементов

¿и

Шарапова Валентина Анатольевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ВЛИЯНИЯ СОСТАВА, СТРУКТУРЫ И ТЕХНОЛОГИИ МЕХАНО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА КОМПЛЕКС СВОЙСТВ НОВЫХ СТАЛЕЙ НА Ге-Сг-ГО ОСНОВЕ ДЛЯ УПРУГИХ ЭЛЕМЕНТОВ

Специальность 05.16.09 - Материаловедение (машиностроение)

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

2 6 МАЙ 2011

Екатеринбург - 2011

4848261

Работа выполнена на кафедре металловедения ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.Елыщна».

Научный руководитель доктор технических наук, доцент

Мальцева Людмила Алексеевна

Официальные оппоненты доктор технических наук, профессор

Потехин Борис Алексеевич, УГЛТУ, г. Екатеринбург

доктор технических наук, профессор

Фарбер Владимир Михайлович, УрФУ, г. Екатеринбург

Ведущая организация Институт машиноведения УрО РАН, г. Екатеринбург

Защита диссертации состоится 17 июня 2011 года в 1500 часов на заседании

диссертационного совета Д 212.285.04 в ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.Ельцина» по адресу: г. Екатеринбург, ул. Мира, д. 19, УрФУ, Металлургический факультет, ауд. Мт-329, тел. (343) 375-45-74, факс (343) 374-38-84, mla44@mail.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УрФУ. Автореферат разослан 13 мая 2011 года.

Ученый секретарь диссертационного Совета

Шилов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Развитие новых технологий непосредственно связано с созданием и качественным улучшением свойств и служебных характеристик материалов. Среди них особое место занимают стали и сплавы для пружин и упругих элементов. Высокопрочные коррозионно-стойкие стали для упругих элементов различных областей применения и условий эксплуатации, должны обладать повышенной надежностью, теплостойкостью, конструкционной прочностью и отсутствием формоизменений в процессе эксплуатации. Использование коррозионно-стойких хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-8, а также сталей мартенситного класса 30X13,40X13 в качестве материала для упругих элементов ограничивается низкими значениями релаксационной стойкости, а также низкой технологичностью, что является особенно важным для получения проволоки тонких и особо тонких сечений. Разработанная аустенитная сталь 03Х14Н11К5М2ЮТ - материал, удовлетворяющий вышеперечисленным требованиям, в связи с особенностями ее легирования, обладая высокой технологичностью, позволяющий проведение интенсивной холодной пластической деформации для формирования высокопрочного состояния.

Дальнейшая разработка и внедрение в промышленность новых прогрессивных материалов данного класса связана с необходимостью выявления закономерностей влияния состава и структуры, а также процессов деформационного упрочнения на заданный комплекс физико-механических свойств. Кроме того, многокомпонентная система легирования коррозионно-стойких сталей нуждается в жесткой балансировке фазового состава, т.к. колебания химического состава при выплавке, даже в узких пределах могут резко изменить фазовый состав, структуру и, соответственно, служебные и технологические свойства.

В связи с этим для многокомпонентных высоколегированных коррозионно-стойких сталей актуальной задачей является оценка влияния химического состава и параметров механо-термической обработки на различных этапах технологических переделов при получении проволочной заготовки на структуру, фазовый состав и требуемый комплекс свойств для упругих элементов.

Работа выполнялась в соответствии с одним из основных направлений научной деятельности кафедры «Металловедение» УрФУ в рамках госбюджетной научно-исследовательской работы: №2243 «Теоретические основы создания принципиально новых безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сплавов на Ре-Сг-№ основе с дополнительным легированием Со, Мо, 11 и А1 с получением ультрамелкозернистого и наноструктурных состояний», а также проектов в аналитической целевой программе «Развитие потенциала высшей школы» (2010-2013 гг).

Цель работы. Установить основные закономерности формирования структуры, фазового состава и свойств новых сталей типа 03Х14Н11К5М2ЮТ при различных режимах деформационно-термической обработки в процессе изготовления проволочной заготовки для упругих элементов ответственного назначения с требуемым уровнем физико-механических свойств.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Определить концентрационные интервалы содержания основных легирующих элементов в сталях типа 03Х14Н11К5М2ЮТ для обеспечения необходимого комплекса высоких физико-механических свойств и сохранения аустенитного класса стали.

2. Исследовать роль метастабильного аустенита, как фактора повышения прочностных свойств и характеристик ударной вязкости в метастабильных аустенитных сталях.

3. Оценить влияние снижения содержания кобальта (с 5,0 до ~ 1,0 мас.%) на фазовый состав, структуру, физико-механические свойства и склонность к выделению интерметаллидных фаз новых сталей.

4. Установить температурные интервалы и последовательность процессов образования и растворения интерметаллидных фаз для научно-обоснованного выбора оптимальных параметров термообработки.

5. Исследовать влияние степени стабильности структуры на упругие свойства и релаксационную стойкость стали 03Х14Н11К5М2ЮТ.

Научная новизна

Впервые экспериментально установлена роль влияния легирования кобальтом (с 5,0 до ~1,0 мас.%) на изменение последовательности, состава и температурных интервалов выделения высокотемпературной -¿-фазы. Показано, что содержание кобальта 5,0 мас.% значительно снижает количество %-фазы в закаленной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ.

Методами рентгеноструктурного фазового анализа,

микрорентгеноспектрального анализа, просвечивающей электронной микроскопии, терморентгенографии и термического анализа установлены температурные интервалы выделения упрочняющей интерметаллидной фазы №А1 (300..500° С) и нежелательной при производстве проволоки тончайших сечений Х-фазы (700.. 1000° С).

Описаны закономерности образования и распада 5-феррита в исследованных аустенитных сталях с различным содержанием кобальта. Показано, что старение 5-феррита в сталях с пониженным (~1,0 мас.%)

содержанием кобальта сопровождается выделением частиц интерметаллидной Х-фазы в интервале температур 600..7000 С.

Комплексными исследованиями методами рентгеноструктурного фазового анализа, микрорентгеноспезпрального анализа и просвечивающей электронной микроскопии, с привлечением измерения магнитных характеристик исследуемых материалов при глубоком охлаждении и последующем отогреве до комнатной температуры было выявлено, что аустенит исследуемых сталей обладает термической стабильностью в широком интервале температур от криогенных до 500° С.

Определена температура последеформационного старения, обеспечивающая повышенную релаксационную стойкость стали 03Х14Н11К5М2ЮТ при рабочих температурах до 400° С в условиях нагружения.

Практическая значимость

На основе проведенного комплексного исследования определены допустимые концентрационные интервалы содержания основных легирующих элементов аустенитных сталей на Ре-Сг-№ основе, обеспечивающих воспроизводимость заданного комплекса физико-механичсских свойств.

С учетом закономерностей протекания фазовых и структурных превращений в сталях, в том числе с пониженным содержанием кобальта, определены режимы термопластической обработки, обеспечивающие высокие эксплуатационные свойства. Выявлено, что стали с пониженным содержанием кобальта обладают несколько меньшей технологичностью при волочении, но могут быть использованы для пружин и упругих элементов, не испытывающих тяжелого нагружения и воздействия высоких температур.

Показано, что новые аустенитные стали обладают повышенными характеристиками хладостойкости и теплостойкости и могут обеспечить надежную работу пружин и упругих элементов вплоть до 400° С.

Отработана технология получения высокопрочной проволоки (закалка + деформация + последеформационное старение 500° С) для упругих элементов и медицинского стержневого инструмента из исследуемой стали, обладающей повышенной технологичностью при волочении, что позволило сократить число промежуточных смягчающих отжигов при производстве проволоки. Изготовлена опытная партия проволоки разных типоразмеров, проведены успешные полупромышленные испытания в ПТО «Медтехника», г. Казань.

Полученные данные могут быть использованы при чтении курсов лекций и проведении лабораторных практикумов для студентов специальности «Материаловедение в машиностроении».

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены на 7 международных и всероссийских конференциях и школах: V Российской научно-практической конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2009); XVII международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2009); X международной научно-технической конференции «Уральская школа-семинар металловедов -молодых ученых» (Екатеринбург, 2009); «Берштейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов, посвященные 90-летию со дня рождения профессора M.JI. Берпггейна» (Москва, 2009); «International conference "Hot Forming of Steels & Product Properties» (Grado, Italy. September 2009); «XIX Петербургских чтениях по проблемам прочности» (Санкт-Петербург, 2010); «The 6th International Conference on Advanced Materials and Processing. ICAMP6» (Lijiang, PR China. July 2010).

Публикации. По теме диссертационной работы опубликованы 15 научных работ, из них: три статьи в ведущих рецензируемых журналах по перечню ВАК; семь статей в сборниках научных трудов; пять работ в сборниках докладов и тезисов конференций.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, библиографического списка и приложения. Работа изложена на 146 страницах, содержит 63 рисунка, 7 таблиц и библиографический список из 117 источников.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы, определены цели исследования, научная новизна и практическая ценность работы.

В первой главе проанализированы литературные данные по разработке составов коррозионно-стойких сталей. Отражено влияние легирующих элементов на их физико-механические свойства. Приведены особенности формирования высокопрочного состояния, рассмотрены механизмы деформационного старения и релаксации напряжений. На основании проведенного анализа сформулированы задачи данного исследования.

Во второй главе приведены химический состав, режимы выплавки и деформационно-термической обработки опытных плавок с колебаниями по содержанию основных легирующих элементов относительно базового состава метастабильной аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ, а также с пониженным содержанием в составе кобальта.

Структуру, фазовый состав и свойства стали изучали комплексно различными методами: механические испытания, как на проволочных, так и на стандартных образцах - в соответствии с требованиями ГОСТ 1579-93, ГОСТ

11701-84, ГОСТ 1497-84, ГОСТ 3565-80. Круглые образцы испытывали на одноосное растяжение при комнатной температуре в соответствии с рекомендациями ГОСТ 1497 на электромеханической разрывной машине Instron-3382. Характеристики ударной вязкости при 20°С и при температуре жидкого азота - на стандартных образцах 10x10x55 мм с V-образным надрезом согласно ГОСТ 9454 с помощью инструментированного маятникового копра Tinius Olsen IT542M. Твердость - с помощью приборов Роквелла и Виккерса (ГОСТ 9013-59, ГОСТ 2999-75). Микроструктурные исследования - на оптическом микроскопе OLYMPUS JX-51 при увеличениях 200 и 500 крат. Электронно-микроскопические исследования - на микроскопах JEM-200CX и JSM-5610LV. Рентгеноструктурный анализ - на дифрактометре ДРОН-2 при кобальтовом или хромовом К0 излучении, а также на рентгеновском дифрактометре Bruker D8 Advance в Ka медном излучении в интервале углов отражения 0=12-70 при напряжении U=40 kB, токи трубки 1=40 мА. Терморентгенографический

анализ проводили с использованием высокотемпературной камеры AntonPaar НТК 1200N, при медном Ко излучении в интервале температур 30..1000°С, с шагом 50-100°С в вакууме (10"2-10'3 Па). Микрорентгеноспектральный анализ -на растровом электронном микроанализаторе Philips SEM 535 с приставкой Jeol JSM-6490LV с системой микроанализа Oxford Instruments Inca Energy 350. Дифференциально-термический анализ - на приборе синхронного термического анализа Netzsch STA 449 С Jupiter с записью кривых дифференциально-сканирующей калориметрии (ДСК) в интервале температур 20..1000°С в проточной атмосфере аргона со скоростями нагрева 207мин. Магнитные свойства измеряли на установке, включающей компьютеризированный гистерезисграф Remagraph С-500 и модернизированную универсальную испытательную машину УММ-5. Модуль упругости определяли с использованием метода динамического механического анализа, который был осуществлен на приборе DMA 242. Термическую обработку сплавов проводили в печах типа CHOJI.

В третьей главе представлены результаты изучения фазовых превращений, структурных изменений и физико-механических свойств сталей двух групп легирования на базе безуглеродистой коррозионно-стойкой аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ (плавка 129); I группа - в зависимости от колебаний основных легирующих элементов (плавки 2, 4, 8, 9), II — группа с пониженным содержанием кобальта и без него (плавки 5,10, 12 и 11).

Структура всех закаленных сталей состоит из зерен аустенита полиэдрической формы с тонкими границами и двойниками отжига. Структура сталей второй группы (с пониженным содержанием кобальта) содержит большее количество мелких точечных выделений второй фазы, как правило, расположенных внутри зерен (рис. 1).

С повышением температуры нагрева под закалку наблюдается растворение частиц присутствующей второй фазы, о чем свидетельствуют некоторое увеличение периода кристаллической решетки аустенита с повышением температуры нагрева под закалку от 800.. 1000° С, данные по изменению твердости, а затем и рост зерна аустенита (выше 1100° С).

В сталях с пониженным содержанием кобальта (плавки 5 и 11) после закалки в структуре отмечается небольшое количество 5-феррита, о наличии которого также

свидетельствует появление слабой намагниченности. Количество

5-феррита в данных сталях увеличивается с повышением температуры нагрева под закалку. Присутствие некоторого количества

6-феррита в плавке 5 сдерживает рост зерна аустенита при нагреве под закалку.

Рис. 1. Микроструктура закаленных от разных температур сталей плавки 4 (а, 6) и плавки 5 (в, г): а, в -800° С; б, г-1100° С

Фазовый рентгеноструктурный анализ (РСФА) всех закаленных от 800 до 1000° С сталей показал, что кроме основной фазы, которой является аустенит, в структуре можно отметить присутствие небольшого количества предположительно х_Фазы' Д°Х1Я которой уменьшается с повышением температуры нагрева под закалку. Это растворение приводит к обогащению твердого раствора ферритообразующими элементами (хромом, молибденом, алюминием и др.), что, по-видимому, и является причиной возникновения 8-феррита за счет у-»8 превращения (рис. 3).

В сталях, содержащих повышенное (4,0..5,0 мае. %) количество кобальта (плавки 2, 4, 8, 9) после закалки от 1100° С 5-феррит не фиксируется (рис. 2).

228у

—М!

330 *фм»

ГСйШоП

I-.....— .■!'■'"............

8 00 С Э00 с 1 ООО с 100 с

2 0 0 С

-зэк ВО О С --эзк 90 0 С

зэк 1 0 00 С - з а к 1 1 О 0 С -з а к 1 2 0 0 С

адшмш I

их

$5 60 65 10

оворота счетчика. 20

Рис. 2. Дифрактограммы стали плавки 4 (при закалке от температур 800.Л 200° С) СгКа1 излучение

Рис. 3. Дифрактограммы стали плавки 5 (при закалке от температур 800.,1200° С) СгКа] излучение

Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) закаленных от 1000° С образцов показал (рис. 5), что практически у всех исследуемых сталей в структуре присутствует две фазы: высокотемпературная интерметаллидная х_Фаза> с повышенным содержанием хрома, никеля, молибдена и алюминия, и карбонитридная фаза (П,Ре,№)(С,К). Следует отметить, что в кобальгсодержащих сталях обнаруженная высокотемпературная интерметаллидная Х"Фаза переменного состава, кроме указанных элементов содержит еще и кобальт.

а б

Рис. 5. Микрорентгеноспектральный анализ закаленных от 1000° С сталей плавки 4 (а) и плавки 5 (б)

Данные электронно-микроскопического исследования позволили уточнить природу второй фазы, которая наблюдалась в исследуемых сталях, закаленных от 1000° С. На электронограммах видно, что выделяющаяся из аустенита, интерметаллидная фаза расшифровывается, как х-фаза с кубической решеткой (рис. 4).

611

444

Рис. 4. Тонкая структура закаленной (от 1000° С) стали плавки 11: а, 6- светлопольное изображение; в ~ схема расшифровки, г - микроструктура; д - темнопольное изображение в рефлексе (200)у; е - тем нопольное изображение в рефлексе (611) "/-СгК \ Мо'П; ж: микродифракция

Его наличие обуславливает следующее изменение ориентировочного состава %-фазы: (Fe,Ni)42joCr 13,оМо2,о Al i>0 -* (Fe,Ni)39,0Cri4,oMo2,oCo2,oAli,o (согласно атомным процентам по данным МРСА).

Выбор температуры нагрева под закалку обусловлен с одной стороны, растворением избыточных нежелательных интерметаллидных фаз и получением однофазной аустенитной структуры, а с другой стороны отсутствием интенсивного роста зерна. Таким образом, в дальнейшем нагрев под закалку проводили от температуры 1000.. 1050° С в воду.

После закалки от 1000° С механические свойства (табл. 1) всех исследуемых сталей характеризуются высокими значениями пластичности (5 = 51..63 %, V = 76..86 %) и вязкости (KCV = 2,26..3,69 МДж/м2), а также низкими значениями прочности, предела текучести и твердости. Различие этих характеристик для закаленных от 10000 С сталей внутри каждой группы незначительное и обусловлено колебаниями химического состава и степенью пересыщенности у-твердого раствора.

Таблица 1

Механические свойства исследуемых сталей после закалки от 1000° С

№ плав ки Фазовый состав, % МПа Ов> МПа Ooj 8,% KCV, МДж/м2 Ар/Аз*

а У 20°С -196°С 20°С •т°с

129 - 100 245 540 2.2 63 83 - - - ■

2 - 100 395 615 1.6 51 76 2,51 1,94 1,49 0,37

4 - 100 330 592 1.8 55 76 2,26 1,79 1,06 0,38

8 - 100 280 555 2.0 60 83 3,69 1,93 2,33 0,58

9 - 100 355 565 1.6 37 79 3,16 1,90 1,95 0,62

5 -5-10 95-90 345 585 1.7 52 78 2,58 1,80 1,70 0,37

10 - 100 270 550 2.0 52 85 - - - -

12 - 100 240 525 2.2 63 85 - - - -

11 ~ 10-15 98 240 520 22 64 86 - - - -

* на плавках 10,11,12 ударная вязкость не определялась ввиду ограниченного количества металла

Обработка диаграмм ударного нагружения, записанных в координатах «нагрузка-прогиб», позволяет выделить из общей работы разрушения образца (А) ее составляющие - работу зарождения трещины (А3) и работу распространения трещины (Ар), рассчитать пиковое усилие, определить напряжения пластического течения.

Сравнительный анализ результатов испытаний сталей первой и второй группы легирования показал, что стали всех исследуемых плавок обладают повышенным сопротивлением росту трещин и, соответственно, запасом конструкционной прочности во всем температурном диапазоне динамических испытаний, что характерно для всех сталей, принадлежащих к аустенитному классу.

С понижением температуры испытания до минус 196° С соотношение работ распространения и зарождения трещины (Ар/А3) снижается, что указывает

на уменьшение динамической трещиностойкости сталей при ударном нагружении в низкотемпературной области.

Фрактографический анализ изломов ударных образцов показал, что процесс разрушения закаленных образцов всех исследуемых сталей развивается по внутризеренному механизму с образованием вязких ямок, размер которых определяется уровнем энергоемкости разрушения, при этом более высоким значениям ударной вязкости (КСУ = 3,69 МДж/м2) соответствуют более крупные и глубокие энергоемкие ямки (рис. 6, а, в).

а б в г

Рис. 6. Микростроение поверхности изломов ударных образцов: а - плавка 4 (20°С); б - плавка 5 (20°С); в - плавка 4 (-19б°С); г - плавка 5 (-196°С)

Для оценки количества дополнительно образующегося мартенсита деформации был проведен рентгеноструктурный анализ поверхности изломов ударных образцов сталей обеих групп, который показал, что в изломах аустенитных сталей (плавки 2, 4 и 8) в процессе ударных испытаний при 20 и минус 196° С зафиксировано от 11 до 16% и от 80 до 90% мартенсита деформации соответственно. В плавке 5 при комнатной температуре испытаний наблюдается практически вдвое большее количество ОЦК-фазы, которая складывается из мартенсита деформации и З-феррита. По-видимому, образование значительного количества мартенсита деформации в изученных метастабильных сталях способствует росту энергоемкости разрушения за счет мартенситного превращения при ударных испытаниях и сохранению повышенных значений ударной вязкости при понижении температуры испытаний от комнатной до температуры жидкого азота (табл. 1).

Для того, чтобы отделить количество мартенсита деформации, полученного в результате ударного нагружения при минус 196° С от возможного мартенсита охлаждения была предпринята попытка определения мартенситной точки для исследуемых сталей на ремаграфе при охлаждении до температур жидкого гелия с последующим отогревом до комнатной температуры.

Измерения магнитного момента в поле напряженностью 8 кА/м, показали, что необратимых изменений фазового состава сталей при охлаждении до температуры жидкого гелия и последующего нагрева до комнатной температуры не происходит, стали обеих групп проявляют стабильные магнитные характеристики. Точки мартенситного превращения зафиксировано не было.

Отмечено аномальное поведение магнитного момента плавки 5 (0,8 мас.% Со), свидетельствующее о наличии в данной плавке антиферромагнетизма. Зафиксировано также относительное снижение магнитного момента с увеличением содержания кобальта в составе стали, так плавка 4 обладает меньшим магнитным моментом по сравнению с плавкой 5, в структуре которой был обнаружен 6-феррит.

Отсутствие изменений фазового состава после проведенных охлаждения и отогрева исследуемых сталей было подтверждено данными рентгеноструктурного анализа и говорит о термической стабильности аустенита. Таким образом, можно сделать вывод, что весь образовавшийся в исследуемых сталях в результате ударного нагружения мартенсит является мартенситом деформации.

Для изучения температурных интервалов фазовых и структурных превращений, происходящих при непрерывном нагреве в сталях первой и второй группы легирования, был проведен дифференциально-сканирующий анализ (ДСК) образцов, предварительно закаленных от 1000° С. Анализ кривых ДСК (рис. 7) позволил сделать вывод, что в ходе нагрева последовательно идут несколько процессов. Обнаруживаются три экзотермических эффекта: первый очень слабый экзотермический пик в районе температур 400..500°С связан с выделением, отвечающей за упрочнение, низкотемпературной интерметаллидной фазы МА1 (у—>№А1), что следует также из результатов электронно-микроскопических и дюрометрических исследований.

Рис. 7. Кривые дифференциально-сканирующего анализа при нагреве (а) и охлаждении (б) сталей I (плавки 2,4, 8) и II (плавки 5,11) групп. Исходное состояние закалка от 1000° С. Цифры у кривых номера плавок

При проведении дюрометрических исследований закаленных и состаренных образцов при нагреве до температур не превышающих 500° С, так же наблюдали небольшой рост прочностных свойств, связанных с протеканием процессов старения пересыщенного у-твердого раствора. Высокотемпературные пики в районе ~ 650..7500 С, по-видимому, связаны с распадом 5-феррита (5—>х+у)

в сталях второй группы легирования, и выделением интерметаллидной %-фазы из у-твердого раствора ~ 650..8000 С.

Явно выраженный эндоэффект на кривых ДСК в районе 850..1000° С, связан, по видимому, с последующим растворением высокотемпературной Х-фазы, приводящим к образованию 5-феррита.

Распад пересыщенного твердого раствора сопровождается некоторым уменьшением периода кристаллической решетки аустенита, связанным с выделением интерметаллидных фаз, низкотемпературной интерметаллидной фазой в районе 400° С и высокотемпературной — выше 700° С, соответственно.

Отмечено, что кривые охлаждения сталей I и II групп не идентичны. Анализ кривых охлаждения сталей с пониженным содержанием кобальта в интервале температур 900..700° С показал наличие экзотермического эффекта (см. рис. 7, б). Известно, что легирование коррозионностойких сталей кобальтом в ряде случаев является необходимым, так как кобальт подавляет нежелательное образование 5-феррита в сталях. Очевидно, экзотермический эффект в сталях II группы с пониженным содержанием кобальта при охлаждении из высокотемпературной области связан с распадом 5-феррита с образованием в интервале 900..700° С %-фазы переменного состава и обедненного легирующими элементами 5-феррита (5—>%+5'). Данный факт подтверждается наличием гистерезиса свойств для плавки 5, второй группы легирования, при измерении удельного электросопротивления исследуемых сталей при нагреве и охлаждении, при полной обратимости процессов для стали плавки 4.

Данные рентгеноструктурного анализа сталей первой и второй группы при старении от различных температур не обнаруживают существенных отличий фазового состава состаренных образцов от закаленных, фиксируя лишь появление незначительного количества предположительно интерметаллидной фазы NiAl (~ 0,8..0,9 %).

Изучение микроструктуры сталей закаленных от 1000° С с последующим старением в интервале температур 300..7000 С не выявило существенных изменений. Однако, при нагреве выше 650° С начинается распад аустенита, на который указывали данные рентгеноструктурного и фазового анализа, а также повышенная травимость, связанная с неоднородностью химического состава.

Электронно-микроскопические исследования подтвердили существование высокотемпературной интерметаллидной фазы в образцах сталей обеих групп, закаленных от 1000° С и состаренных при 500° С, наличие в теле аустенитных зерен частиц вторых фаз размером около 130 нм, которые были идентифицированы как первичные не растворившиеся при закалке выделения Х-фазы (рис. 8), а также образование низкотемпературной упрочняющей интерметаллидной фазы NiAl после старения при температуре 500° С, дисперсные выделения которой равномерно распределены внутри зерен.

а 6

Рис. 8. Тонкая структура закаленных (от 1000° С) и состаренных при 500° С образцов плавок 4 (а-в) и 11 (г-ж): а, г- светлопольное изображение; 6 - темнопольное изображение в рефлексе (330) х-фазы; д - темнополыюе изображение в рефлексе (1 00)№А1; в, е- микродифракция; эк - схема расшифровки

Выделения х-фазы тяготеют к границам зерен и, обедняя их легирующими элементами, приводят к образованию 5-феррита в закаленных сталях с пониженным содержанием кобальта. Частицы %-фазы имеют эллипсовидный профиль формы, проявляют склонность к огранению. Частицы №А1 выделяются из аустенита при старении закаленных сталей. Однако, процессы старения в аустените после закалки во всех исследуемых сталях протекают слабо и не приводят к существенному повышению прочностных свойств, что указывает на неперспективность проведения данной технологической операции после закалки.

В четвертой главе решалась задача изучения фазовых превращений и изменения физико-механических свойств деформированных сталей.

Первоначально образцы исследуемых сталей после закалки от 1000° С в воду были подвергнуты испытанию на растяжение и кручение в магнитоизмерительном комплексе 11ета§гарЬ С-500 для определения степени метастабильности структуры стали. Растяжение образца в магнитно-измерительном комплексе в некоторой степени имитирует операцию холодного волочения заготовки, поскольку в обоих случаях наблюдается деформация растяжением вдоль одной оси и две деформации сжатия в ортогональных осях.

Протекание мартенситного превращения отмечено по изменению величины намагниченности при испытаниях на кручение стандартных образцов вплоть до разрушения. Увеличение намагниченности с ростом степени деформации свидетельствует о протекании мартенситного превращения. Более интенсивный прирост магнитных свойств для стали плавки 5 с пониженным содержанием кобальта и наличием 5-феррита в исходном состоянии, характеризует большую склонность сталей второй группы к мартенситообразованию, что обусловлено изменением механизма деформации.

Исследуемые стали после загалки от 1000° С в воду были протянуты без промежуточных отжигов с диаметра 8,0 на 0,88 мм. Истинная деформация (е) при этом составила порядка 4.

По маршруту волочения быта отобраны образцы для механических испытаний и дальнейших исследований. Механические свойства, кроме этого, определялись на образцах проволоки, отобранных по маршруту волочения, а также состаренных при 500° С в течение 1 ч.

Как показали данные рентгеноструктурного анализа холоднодеформированных волочением образцов, аустенит всех исследуемых сталей является деформационно-метастабильным и при холодной пластической деформации претерпевает мартенситное превращение. Отметим, что при средних степенях обжатия количество мартенсита деформации отличается у плавок различных систем легирования, а при высоких степенях деформации различие выравнивается и для е = 4 составляет 93..98 %, что можно также объяснить присутствием в закаленном состоянии 5-феррита в сталях с пониженным содержанием кобальта и различием механизма деформирования (табл. 2).

В аустенитной матрице возникает основная ориентировка по направлению <111>, которая дополняется второй компонентой типа <100>, параллельной оси проволоки. Подобная ориентировка является типичной для металлов и сплавов с ГЦК решеткой, имеющей пониженную энергию дефектов упаковки. При значительной деформации (когда объемная доля мартенсита в структуре становится заметной) удается, кроме того, зафиксировать преимущественную ориентировку кристаллов а-твердого раствора по направлению <110>.

Таблица 2 Изменение прочностных свойств сталей

Количество мартенсита деформации в _ „

зависимости от степени истинной обеих групп, условно выделенных в главе 3,

деформации_ при волочении показано на рис. 9. Из

приведенных данных видно, что наиболее значительного деформационного упрочнения удалось достичь на сталях I группы, которые обладают большим запасом пластичности и повышенной технологичностью.

е=21п<У4 0,%

плавка 4 плавка 5 плавка 11

0 0 5,0 2,0

1,15 25,8 45,1 71,4

2,99 84,3 89,2 87,8

4,15 92,9 98,3 97,7

На сталях с пониженным содержанием кобальта при более низкой степени суммарной пластической деформации наступает потеря пластичности, что проявляется в отсутствии различия в значениях временного сопротивления разрыву (св) и предела текучести (00,2).

С.СО 1,00 2,00 3,00 4,00 0 | _____,_ 0

lindad, 0.00 0,50 1.00 1:50 2,00 ¡,50 3 'Л 3,50 4,00

! ■ !""1Л Рис. 9. Изменение прочностных свойств и количества магнитной фазы исследуемых сталей при волочении: а - плавка 4; б - плавка 5

Однозначно утверждать о влиянии легирования на процесс упрочнения нельзя, т.к. в сталях с пониженным содержанием кобальта в закаленном состоянии не удалось получить однофазное состояние, вследствие чего коэффициент деформационного упрочнения этих сталей несколько выше.

Отметим, что применение истинных деформаций выше 2 для сталей с пониженным содержанием кобальта является нецелесообразным, в то время как в сталях с повышенным содержанием кобальта можно использовать и более высокие суммарные деформации (е ~ 3), что позволяет уменьшить количество промежуточных отжигов при производстве проволоки, особенно тонких сечений.

В процессе волочения наряду с повышением прочностных характеристик наблюдалось снижение пластических свойств. В результате деформации (е~3,2) пластичность стали плавки 4, характеризуемая относительным сужением у, понизилась с 78 до 43 %, а плавки 5 - с 76 до 21 %.

С целью уточнения температурных интервалов и выяснения морфологии выделяющихся фаз были проведены дифференциально-сканирующая калориметрия, высокотемпературная рентгенография и электронно-микроскопические исследования холоднодеформированных образцов. Анализ кривых ДСК нагрева холоднодеформированных образцов (рис. 10) позволил отметить появление значительных экзо- и эндоэффектов в области низких температур 350..650° С, которые связаны с выделением интерметаллидной фазы из ОЦК-твердого раствора мартенсита деформации с последующим ее растворением (а,7—>№А1). Размытый в интервале температур 700.. 1000° С экзотермический эффект максимальной площади связан с наложением протекания а—»у превращения и, по-видимому, как отмечалось и для закаленной стали, выделением х-фазы в результате распада б-феррита (5—>%+у) и из у-твердого раствора, с дальнейшим растворением выделившейся интерметаллидной фазы, очевидно, по реакции: *§+у. Обнаружено также наличие высокотемпературного пика в деформированной стали плавки 5, свидетельствующего о процессах образования высокотемпературного 6-феррита. Увеличение площади низкотемпературного экзоэффекта, по сравнению с закаленным состоянием,

очевидно, связано с увеличением объемной доли выделяющихся интерметаллидных фаз в результате распада 01ДК-твердого раствора, появление которого обусловлено действием пластической деформации.

Рис. 10. Кривые дифференциально-сканирующего анализа при нагреве (а) и охлаждении (б) сталей I (плавка 4) и И (плавки 5, 11) групп. Исходное состояние закалка от 1000° С + деформация е = 1,8.

Цифры у кривых номера плавок

Терморентгенографический анализ (рис. 11, 12) показал, что в структуре деформированных образцов при комнатной температуре в основном присутствуют две фазы: ГЦК-фаза (аустенит) и ОЦК (мартенсит деформации, а для плавки 5 и 5-феррит). Причем мартенсит деформации (см. плавку 4) существует до температуры 600° С, сохранение ОЦК-фазы в плавке 5 до более высокой температуры свидетельствует о наличии в структуре 5-феррита, который распадается в интервале температур 600..7000 С, очевидно по реакции 5->х+Г Температурный интервал существования х-фазы, выделившейся из аустенита для I плавок I и II групп: 700.. 1000° С. Сравнение терморентгенограмм сталей двух групп показало, что в стали плавки 5 с пониженным содержанием кобальта I появление %-фазы наблюдается при более низкой температуре, данный факт можно связать с распадом 8-феррита.

Проведенные электронно-микроскопические исследования

деформированных и состаренных образцов показали, что фазой ответственной за упрочнение при старении холоднодеформированных сталей является фаза №А1 с упорядоченной кристаллической решеткой типа В2. Образовавшиеся частицы интерметаллидной фазы №А1, имеют нанокристаллические размеры, являются высокодисперсными, что чрезвычайно важно при получении проволоки тонких размеров. Электронно-микроскопические исследования показали также присутствие в структуре некоторого количества высокотемпературной Х-фазы, обнаруживающейся после закалки.

1 6S0

I ™

к

500

03X1441 tKdM3K1T tsmoXRO [DOT]

X332

7220

/

a200

(NiAl)

XS20

/

1 •'

; (Х220

сип ✓

(NiAl) ' -1

/ : t

i

I t

I к

Н05й14 Ih6«I2b6 tern» XRD (021) - Temp.: 30 X ■ T»e: 2T)VTfc ocked - SKur 24.000 ■ - End: 144.000 • - Step: 0.050' - Step em* 1.5- 2-Tneta: 24.000 • • THala: 12 ООО " - Are»»: Cu-W.1

Рис. 11. Терморентгенограмма деформированной стали плавки 4 (при нагреве в интервале температур 30..9500 С)

Q3Cf14Ni11Co4Mo2AIH Я1мто XRD 24114 20Э50С Sol X(001|

700 I 650

| БОО Н

500 ■

Х400

уш

»32

ЗС820

I/

ошо-(NiAlj

сап

¡(NiAlj

ИИЯИВМй_I—

¡^Твтр : 30 'С 'ОЗСгИН111Со4ИоЗАт«>игтгиУИО и-Ш 30-В50СЭо)-Х ¡0011-8М 2Ю00ЕП£ 144000ОД* О.ОвО '-ЭДр Ьпге: 1. о-Тува: гТП/ГМоск

Рис. 12. Терморентгенограмма деформированной стали плавки 5 (при нагреве в интервале температур 30..950° С)

Показано, что при старении деформированных сталей происходит равномерное выделение высокодисперсной упрочняющей фазы №А1. Частицы имеют сферическую форму, размером порядка 6.. 10 нм.

Изучение температурно-временных зависимостей прочностных и пластических свойств при старении холоднодеформированных образцов показало, что с точки зрения формирования структуры, фазового состава и свойств оптимальной является температура 500° С, т = 1 ч.

Из исследованных метастабильных аустенитных сталей двух групп легирования, плавки 4 и 5, была получена коррозионностойкая проволока, обладающая после деформации следующим уровнем механических свойств: диаметр 2..3 мм, е > 2 - ав = 1630 МПа, ств =1520 МПа; диаметр 0,5..1,0 мм, е > 4 -

о„ = 2330 МПа, ств =2140 МПа, соответственно. Для плавки 4 диаметром 0,3..0,5 мм, е > 5 - ав = 2320..2520 МПа, в то время как сталь с малым содержанием кобальта протянуть на данную степень деформации не удалось. Последующее старение дает прирост свойств относительно деформированного состояния, в среднем, Лов=200..250 МПа.

В пятой главе: была изучена релаксационная стойкость стали плавки 4 (наиболее близкой к базовому составу) при повышенных температурах.

Исследование механических свойств пружинной ленты показало, что старение предварительно закаленных образцов не приводит к заметному изменению упругих свойств, в то время как холодная пластическая деформация (волочением и плющением) привела к существенному повышению предела упругости (с 215 до 1150 МПа). Следует подчеркнуть, что количество мартенсита деформации в исследуемой метастабильной аустенитной стали при деформации может достигать ~90%. Последующее старение дополнительно повышает предел упругости деформированной стали. Максимальные значения условного предела упругости (сго.оз) достигаются при температурах 450° С, что связано с процессами распада ОЦК-твердого раствора (мартенсита деформации) с образованием упорядоченной изоморфной по отношению к ОЦК фазе алюминида №А! (рис. 13). а 6

Рис. 13. Зависимость предела упругости (кривая 1) и числа перегибов (кривая 2) закаленной (а) и деформированной (б) ленты плавки 4

Наряду с упругими и пластическими свойствами пружинной ленты важной характеристикой является их релаксационная стойкость при повышенных температурах. Следует иметь в виду, что достижение высокой прочности практически всегда основано на получении метастабильного состояния. Для метастабильного состояния релаксация обусловлена взаимодействием структурного и сдвигового механизма. На рис. 14. приведены кривые изменения относительной релаксационной стойкости исследуемой стали 03Х14Н11К5М2ЮТ в зависимости от температуры предварительного старения при температурах испытания 300° С (а) и 400° С (б) длительностью 10 часов и начальном напряжении ст0 =0,8-а0,0з-

О 100 200 300 Й00 500 600 7ÜO Температура старения. С

2250 2000 1750 £ 1500 Ü- 1230 О ! ООО 750

100 200 300 400 500 600 Температура старения, С

Из полученных данных можно сделать вывод, что на релаксационную стойкость деформированной стали существенное влияние оказывает степень структурной метастабильности. Дополнительное старение увеличивает сопротивление релаксации напряжений при температурах 300 и 400° С, особенно в том случае, когда температура старения становится выше температуры релаксации, что приводит к увеличению стабильности структуры (рис. 14, б). При этом снижение релаксирующего напряжения не превышает 5 %, что свидетельствует о высокой релаксационной стойкости стали 03Х14Н11К5М2ЮТ при повышенных температурах.

Рис. 14. Релаксационная стойкость исследуемой стали плавки 4 при Т," 300° С (в) и при Тг = 400" С (б) после различных обработок: 1 - деформация; 2 - деформация + старение 400° С, 1 ч; 3 - деформация + старение 500° С, 1ч

Анализ изменения модуля упругости деформированных образцов показал, что пластическая деформация приводит к уменьшению модуля упругости, что можно объяснить ростом числа дефектов кристаллической решетки и увеличением метастабильности сплава. Целесообразно учитывать еще и вклад полиморфного превращения сопровождающегося образованием менее упакованной а-фазы мартенсита деформации. Упрочнение при старении сопровождается повышением модуля Юнга.

Максимальное значение модуля упругости приходится на интервал температур 300..450° С, что совпадает с максимумом прочности. Понижение модуля упругости при температуре выше 450° С связано с процессами псрестаривания и протеканием а—>у превращения, а также процессами обратного растворения интерметаллидных фаз.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ДИССЕРТАЦИИ

1. Установлены концентрационные интервалы по содержанию хрома ~ от 13,0 до 15,0 %, никеля от 11,0 до 12,0 %, кобальта от 4,0 до 5,5 %, алюминия от 0,5 до 1,0 %, не изменяющие, в сложнолегированной аустенитной стали марки 03Х14Н11К5М2ЮТ, структурного класса и не приводящие к существенному изменению физико-механических свойств. Подтверждена воспроизводимость фазового состава (практически 100 % аустенит) и механических свойств (5 ~ 60 %) аустенитной стали, что является важным для условий промышленного производства.

2. Показано, что кобальт подавляет образование 5-феррита в исследуемых кобальтсодержащих сталях. Увеличение содержания кобальта (4,5..5,0 мае. %) улучшает однородность структуры аустенитной стали, вследствие подавления образования 5-феррита. Стали с пониженным (~ 1,0 мае. %) содержанием кобальта обладают меньшей технологичностью при волочении (предельная степень деформации для них е~3, в то время как для сталей с 4,5..5,0 мае. % е ~ 5), но могут быть использованы для пружин и упругих элементов, не испытывающих тяжелого нагружения высокотемпературного воздействия.

3. Методом терморентгенографии, электронной микроскопии, ДСК, РСФА и МРСА экспериментально установлены температурные интервалы существования интерметаллидных фаз, №А1 и Х"Фазы> в метастабильных аустенитных сталях при нагреве. Показаны температурные интервалы существования фаз: №А1 300..5000 С, х-фазы - 700..10000 С. Выявлено, что №А1 является упрочняющей фазой, частицы имеют сферическую форму, размер порядка 6.. 10 нм и равномерно распределены по объему зерна. Показано, что нагрев в область температур существования х-фазы является технологически нежелательным, с точки зрения формирования структуры для холодной пластической деформации волочением.

4. Показано изменение состава х-фазы с увеличением содержания в аустенитных сталях кобальта. Отмечено, что в кобальтсодержащих (4,5..5,0 мае. %) сталях обнаруженная высокотемпературная интерметаллидная Х-фаза переменного состава, дополнительно содержит кобальт. Его наличие обуславливает следующее изменение ориентировочного состава х-фазы: (Ре,К1)42,оСг1з1оМо2,оА11|о —» (Ре^Г^оСг,40Мо2)0Со2,оА11,0 (согласно атомным процентам по данным МРСА) из расчета на 58 атомов элементарной ячейки Х-фазы.

5. Методами ДСК и терморентгенографии показаны процессы образования и распада 5-феррита при нагреве. В 5-феррите аустенитных сталей с пониженным содержанием кобальта (~1,0 мае. %) при нагреве до температур

600..7000 С происходит распад 5-феррита, сопровождаемый выделением частиц интерметаллидной %-фазы (8-»у+х). Конец распада 8-феррита приходится на температуру несколько выше 700° С. При нагреве до температур 1000° С и выше происходит диссоциация %-фазы, аустенит обогащается ферритообразующими элементами, что приводит к образованию 8-феррита, за счет у->8 превращений.

6. Установлено, что оптимальной температурой нагрева под закалку, с точки зрения формирования комплекса физико-механических свойств (ав~ 550 МПа, ст0,2~ 280..300 МПа, 8-60%, у-80%) для проведения последующей холодной пластической деформации, является температура 1000.. 1050° С в воду.

7. Показано, что все исследуемые стали в закаленном от 1000° С состоянии имеют высокую ударную вязкость, конструкционную прочность и низкую склонность к хрупкому разрушению вплоть до криогенных температур (КСУ20 = 3,69 МДж/м2, КСУ196 = 1,93 МДж/м2).

8. Выявлено, что упрочнение при старении закаленных аустенитных сталей незначительно, однако аустенит исследуемой стали является деформационно-нестабильным и практически полностью превращается в мартенсит деформации при холодной пластической деформации (е«3,0). Прочностные свойства при этом возрастают ~ в 5 раз, по сравнению с закаленным состоянием.

9. Доказано, что аустенит исследуемой стали является термически стабильным в широком интервале температур от жидкого гелия до 500° С. Предложена обработка (по режиму закалка+деформация+старение 500° С, 1 ч), при которой сталь в состоянии максимального упрочнения обладает высоким сопротивлением релаксации напряжений при длительных нагревах до температуры 400° С, является теплостойкой и может быть использована для высоконагруженных пружин и упругих элементов.

10. Отработана технология (закалка + деформация + старение 500° С, 1 ч) получения высокопрочной проволоки для упругих элементов и стержневого медицинского инструмента, обладающей высокой технологичностью при волочении, что позволило сократить число промежуточных смягчающих отжигов при производстве проволоки. Изготовлена опытная партия проволоки разных типоразмеров, проведены успешные полупромышленные испытания в ПТО «Медтехника», г. Казань.

По теме диссертации опубликованы следующие работы:

1. Мальцева Л.А. Свойства мегастабильной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ после термопластической обработки / Л.А. Мальцева, В.А. Завалишин, С.Б. Михайлов, H.H. Озерец, Т.В. Мальцева, В.А. Шарапова // Металловедение и термическая обработка металлов, 2009, № 11 (653). С. 45-50.

2. Мальцева JI.A. Коррозионная стойкость высокопрочных алюминийсодержащих сталей для мединструмента / JI.A. Мальцева, Н.Г. Россина, Т.В. Мальцева, H.H. Озерец,В.А. Шарапова// Материаловедение,2009,№6(147). С. 11-18.

3. Мальцева Л.А. Влияние термопластической обработки на механические и релаксационные свойства метастабильной аустенитной стали» / Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, H.H. Озерец, В .А. Шарапова, К.Д. Храмцова // Научно-технический вестник Поволжья, 2011, № 1. Казань: Научно- технический вестник Поволжья, 2011. С. 144-147. ISSN 2079-5920.

4. Мальцева Л.А. Формирование субмикрокристаллической структуры в метастабильных аустенитных сталях при волочении / Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, H.H. Озерец, В.А. Шарапова, A.B. Левина // Физические свойства металлов и сплавов: сборник научных трудов V Российской научно-практической конференции «Физические свойства металлов и сплавов». 4.2. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2009. С. 7-9.

5. Maltseva L.A. Scientific bases and technological decisions of manufacture high-strength aluminum-bearing corrosion-resistant steels for medical tools / L.A. Maltseva, T.V. Maltseva, N.N. Ozerets, V.A. Sharapova, A.V. Levina // International conferencc "Hot Forming of Steels & Product Properties". ISBN 88-85298-72-9,2009.

6. Мальцева Л.А. Анализ структурных, фазовых и магнитных переходов в сплавах на Fe-Cr-Ni основе / Л.А. Мальцева, Л.С. Горулева, A.A. Кабакова, В.А. Шарапова, К.Д. Храмцова, Е.А. Туева // XI Международная научно-техническая уральская школа-семинар молодых ученых - металловедов. Екатеринбург: УрФУ, 2010. С. 50-51.

7. Мальцева Л.А. Влияние состава на структуру, механические свойства и сопротивление разрушению железохромоникелевых сталей с метастабильным аустенитом / Л.А. Мальцева, C.B. Гладковский, Н.Н.Озерец, Т.В.Мальцева, В.А. Шарапова // VI Международная научная конференция «Прочность и разрушение материалов и конструкций»: материалы конференции. 20-22 октября 2010 г. Оренбург: ОГУ, 2010. С. 63-68.

8. Мальцева Л.А. Кинетика старения и механические свойства Fe-Cr-Ni сталей после ТМО / Л.А. Мальцева, В.А. Шарапова, A.B. Левина, Скорынина П.А. // XI Международная научно-техническая уральская школа-семинар молодых ученых -металловедов. Екатеринбург: УрФУ, 2010. С. 169-171.

9. Мальцева Л.А. Эволюция структуры, кристаллографической текстуры и механических свойств аустенитной стали при волочении / Л.А. Мальцева, H.H. Озерец, В.А. Шарапова, Д.С. Тюшляева // XI Международная научно-техническая уральская школа-семинар молодых ученых - металловедов. Екатеринбург: УрФУ, 2010. С. 270-271.

Ю.Мальцева Л.А. Фазовые и структурные превращения, протекающие в аустенитных сталях при ТМО / Мальцева Л.А. Карабаналов М.С., Озерец H.H., Шарапова В.А., Григорьева Е.С. // XI Международная научно-техническая уральская школа-семинар молодых ученых - металловедов. Екатеринбург: УрФУ, 2010. С. 273-275.

Н.Мальцева Л.А. Деформация коррозионностойких сталей с различной стабильностью аустенита / Л.А. Мальцева, H.H. Озерец, В.А. Шарапова, Е.А.

Туева II Физика прочности и пластичности материалов: сб. тез. XVII Международной конференции.Самара:Самарский гос. тех. ун-т, 2009. С. 81.

12. Мальцева JI.A. Структурные и фазовые превращения аустенитных сталей при нагреве и охлаждении / JI.A. Мальцева, М.А. Рыжков, В.А. Шарапова, Э.Р. Чурбаева, И.А. Сахно // X Международная научно-техническая Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых: сборник трудов, Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2009. С. 88.

13. Мальцева Л. А. Структура и механические свойства аустенитных коррозионностойких сталей после термопластической обработки / Л.А. Мальцева, Н.Г. Россина, Н.Н. Озерец, В.А. Шарапова // Берштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов, посвященные 90-летию со дня рождения профессора М.Л. Берштейна: сборник тезисов, Москва: МИСиС, 2009. С. 55.

14.Митропольская С.Ю. Изменение структуры и физико-механических свойств аустенитных коррозионностойких сталей в условиях силового нагружения / С.Ю. Митропольская, В.А. Шарапова, Е.А. Туева, В.Ю. Егорова // XIX Петербургские чтения по проблемам прочности. Сборник материалов. 4.2. Санкт-Петербург: СПбГУ, 2010. С. 211-213.

15.Maltseva L.A. Nanostructural state producing in metastable austenitic steel using severe plastic deformation by drawing / L.A. Maltseva, T.V. Maltseva, N.N. Ozerets, V.A. Sharapova, A.V. Levina // The 6th International Conference on Advanced Materials and Processing. ICAMP6,19-23 July 2010. PR China, Lijiang. P. 42.

Подписано в печать 06.05.11 Формат 60*84 1/16 Бумага писчая Плоская печать Усл. печ. л. Уч.-изд. л._Тираж 100_Заказ 178_Цена «С»

Издательство ФГАОУ ВПО «УрФУ» 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Ризография НИЧ ФГАОУ ВПО «УрФУ» 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Введение.

1. Обзор литературных источников.

1.1. Упрочнение фазовым наклепом.

1.2. Механизмы упрочнения аустенитных сталей фазовым наклепом.

1.3. Принципы легирования аустенитных сталей.

1.4. Влияние 5-феррита.

1.5. Упрочнение в результате распада гамма-твердого раствора.

1.6. Метастабильные аустенитные стали.

1.7. Упрочнение сталей с образованием мартенсита деформации.

1.8. Механические характеристики метастабильных аустенитных сталей.

1.9. Механизмы упрочнения при холодной пластической деформации.

1.10. Релаксационная стойкость.

1.11. Постановка задачи исследования.

2. Материал и методика исследования.

3. Изучение влияния колебаний химического состава стали

03X14Н11К5М2ЮТ на фазовый состав, структуру и свойства.

3.1. Формирование структуры и физико-механических свойств исследуемых сталей при закалке.

3.1.1. Влияние температуры нагрева под закалку.

3.1.2. Влияние химического состава на структуру, механические свойства и фазовый состав в зоне разрушения при комнатной и пониженной (-196° С) температурах.

3.2. Структура, свойства и фазовые превращения, исследуемых аустенитных сталей на Fe-Cr-Ni основе при нагреве.

Выводы по главе.:.

4. Фазовые превращения и изменения физико-механических свойств деформируемых метастабильных аустенитных сталей.

4.1. Влияние холодной пластической деформации волочением на фазовый состав и свойства метастабильных аустенитных сталей.

4.2. Изменение комплекса физико-механических свойств при непрерывном нагреве холоднодеформированных сталей.

4.3. Изменение физических и механических свойств деформированной проволоки при старении.

Выводы по главе.

5. Влияние термопластической обработки на механические и релаксационные свойства исследуемой метастабильной аустенитной стали.

5.1. Релаксационная стойкость стали.

5.2. Модуль упругости исследуемой стали.

Выводы по главе.

Развитие новых технологий непосредственно связано с развитием и качественным улучшением свойств и служебных характеристик материалов. Среди них особое место занимают стали и сплавы для пружин и упругих элементов. В качестве материала для упругих элементов и мединструмента используют коррозионно-стойкие хромоникелевые аустенитные стали типа 18-8, а также стали мартенситного класса 30X13, 40X13. Однако использование указанных материалов ограничивается низкими значениями релаксационной стойкости и низкой технологичностью, что особенно важно для получения проволоки тонких и тончайших сечений. Высокопрочные коррозионно-стойкие стали для упругих элементов различных областей применения и условий эксплуатации, должны обладать также повышенной надежностью, теплостойкостью и отсутствием формоизменений в процессе эксплуатации.

Разработанная на кафедре металловедения УрФУ сталь 03Х14Н11К5М2ЮТ, оригинальной системы легирования, обладая высокой пластичностью, позволяет проведение интенсивной холодной пластической деформации для формирования высокопрочного состояния [1, 2]. Однако и существующие и вновь разрабатываемые марки сталей имеют широкий разбег пределов легирования, что обусловлено требованиями металлургического производства в связи с невозможностью попадания в заданный «точечный» состав при выплавке стали. При этом многокомпонентная система легирования коррозионно-стойких сталей нуждается в жесткой балансировке фазового состава: колебания химического состава даже в пределах марочного могут изменить фазовый состав, структуру и, соответственно, служебные и технологические свойства.

В связи с этим для многокомпонентных высоколегированных коррозионно-стойких сталей актуальной задачей является изучение и оптимизация структуры, фазового состава и свойств в зависимости от колебаний химического состава, а также после различных термических и термомеханических обработок.

В связи с вышеизложенным в рамках данной работы исследовались две группы сталей: с колебаниями содержания основных легирующих элементов стали марки 03Х14Н11К5М2ЮТ, а так же с пониженным содержанием кобальта (и без него). Исследовались температурные интервалы выделения интерметаллидных фаз, физические и механические свойства, а также поведение при повышенных температурах сплавов для упругих элементов ответственного назначения, выгодно отличающихся высокой теплостойкостью и технологичностью, а также ударной вязкостью и термической стабильностью в широком интервале температур.

Цель работы: установить основные закономерности формирования структуры, фазового состава и свойств новых сталей типа 03Х14Н11К5М2ЮТ при различных режимах деформационно-термической обработки в процессе изготовления проволочной заготовки для упругих элементов ответственного назначения с требуемым уровнем физико-механических свойств.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Определить концентрационные интервалы содержания основных легирующих элементов в сталях типа 03Х14Н11К5М2ЮТ для обеспечения необходимого комплекса высоких физико-механических свойств и сохранения аустенитного класса стали.

2. Исследовать роль метастабильного аустенита, как фактора повышения прочностных свойств и характеристик ударной вязкости в метастабильных аустенитных сталях.

3. Оценить влияние снижения содержания кобальта (с 5,0 до ~1,0 мас.%) на фазовый состав, структуру, физико-механические свойства и склонность к выделению интерметаллидных фаз новых сталей.

4. Установить температурные интервалы и последовательность процессов образования и растворения интерметаллидных фаз для научно-обоснованного выбора оптимальных параметров термообработки.

5. Исследовать влияние степени стабильности структуры на упругие свойства и релаксационную стойкость стали 03Х14Н11К5М2ЮТ.

Научная новизна работы заключается в том, что в ней впервые экспериментально установлена роль влияния легирования кобальтом (с 5,0 до ~1,0 мас.%) на изменение последовательности, состава и температурных интервалов выделения высокотемпературной %-фазы. Показано, что содержание кобальта 5,0 мас.% значительно снижает количество %-фазы в закаленной стали 03X14Н11К5М2ЮТ.

Методами рентгеноструктурного фазового анализа, микрорентгеноспектрального анализа, просвечивающей электронной микроскопии, терморентгенографии и термического анализа установлены температурные интервалы выделения упрочняющей интерметаллидной фазы №А1 (300.5000 С) и нежелательной при производстве проволоки тончайших сечений х-фазы (700. 1000° С).

Описаны закономерности образования и распада 5-феррита в исследованных аустенитных сталях с различным содержанием кобальта. Показано, что старение 5-феррита в сталях с пониженным (~1,0 мас.%) содержанием кобальта сопровождается выделением частиц интерметаллидной %-фазы в интервале температур 600.700° С.

Комплексными исследованиями методами рентгеноструктурного фазового анализа, микрорентгеноспектрального анализа и просвечивающей электронной микроскопии, с привлечением измерения магнитных характеристик исследуемых материалов при глубоком охлаждении и последующем отогреве до комнатной температуры было выявлено, что аустенит исследуемых сталей обладает термической стабильностью в широком интервале температур от криогенных до 500° С.

Определена температура последеформационного старения, обеспечивающая повышенную релаксационную стойкость стали 03Х14Н11К5М2ЮТ при рабочих температурах до 400° С в условиях нагружения.

Практическая значимость.

Получено положительное решение ФИПС о выдаче патента на исследуемую сталь по заявке № 2010134120 от 13.08.2010.

На основе проведенного комплексного исследования определены допустимые концентрационные интервалы содержания основных легирующих элементов аустенитных сталей на Бе-Сг-М основе, обеспечивающие заданный комплекс физико-механических свойств.

Определены режимы термопластической обработки, обеспечивающие высокие эксплуатационные свойства, с учетом закономерностей протекания фазовых и структурных превращений в сталях, в том числе с пониженным содержанием кобальта. Стали с пониженным содержанием кобальта обладают несколько меньшей технологичностью при волочении, но могут быть использованы для пружин и упругих элементов, не испытывающих тяжелого нагружения и высокотемпературных воздействий.

Показано, что новые аустенитные стали обладают повышенными характеристиками хладостойкости и теплостойкости и могут обеспечить надежную работу пружин и упругих элементов вплоть до 400° С.

Отработана технология получения высокопрочной проволоки (закалка + деформация + последеформационное старение 500° С) для упругих элементов и медицинского стержневого инструмента из исследуемой стали, обладающей повышенной технологичностью при волочении, что позволило сократить число промежуточных смягчающих отжигов при производстве проволоки. Изготовлена опытная партия проволоки разных типоразмеров, проведены успешные полупромышленные испытания в ГТГО «Медгехника», г. Казань.

Полученные данные могут быть использованы при чтении курсов лекций и проведении лабораторных практикумов для студентов специальности «Материаловедение в машиностроении».

Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, библиографического списка и приложения. Работа изложена на 146 страницах, содержит 63 рисунка, 7 таблиц и библиографический список из 117 источников.

Основные выводы по работе:

1. Установлены концентрационные интервалы по содержанию хрома ~ от 13,0 до 15,0 %, никеля от 11,0 до 12,0 %, кобальта от 4,0 до 5,5 %, алюминия от 0,5 до 1,0 %, не изменяющие, в сложнолегированной аустенитной стали марки 03Х14Н11К5М2ЮТ, структурного класса и не приводящие к существенному изменению физико-механических свойств. Подтверждена воспроизводимость фазового состава (практически 100 % аустенит) и механических свойств (5 ~ 60 %) аустенитной стали, что является важным для условий промышленного производства.

2. Показано, что кобальт подавляет образование 8-феррита в исследуемых кобальтсодержащих сталях. Увеличение содержания кобальта (4,5.5,0 мае. %) улучшает однородность структуры аустенитной стали, вследствие подавления образования 5-феррита. Стали с пониженным (~ 1,0 мае. %) содержанием кобальта обладают меньшей технологичностью при волочении (предельная степень деформации для них е ~ 3, в то время как для сталей с 4,5.5,0 мае. % е ~ 5), но могут быть использованы для пружин и упругих элементов, не испытывающих тяжелого нагружения высокотемпературного воздействия.

3. Методом терморентгенографии, электронной микроскопии, ДСК, РСФА и МРСА экспериментально установлены температурные интервалы существования интерметаллидных фаз, №А1 и %-фазы, в метастабильных аустенитных сталях при нагреве. Показаны температурные интервалы существования фаз: №А1 300.500° С, %-фазы - 700. 1000° С. Выявлено, что №А1 является упрочняющей фазой, частицы имеют сферическую форму, размер порядка 6.10 нм и равномерно распределены по объему зерна. Показано, что нагрев в область температур существования х-фазы является технологически нежелательным, с точки зрения формирования структуры для холодной пластической деформации волочением.

4. Показано изменение состава %-фазь1 с увеличением содержания в аустенитных сталях кобальта. Отмечено, что в кобальтсодержащих (4,5.5,0 мае. %) сталях обнаруженная высокотемпературная интерметаллидная %-фаза переменного состава, дополнительно содержит кобальт. Его наличие обуславливает следующее изменение ориентировочного состава %-фазы: (Ре^^оСг^оМо^оА^о —> (Ре5№)з9>оСг14,оМо2,оСо2,оА11>о (согласно атомным процентам по данным МРСА) из расчета на 58 атомов элементарной ячейки %-фазы.

5. Методами ДСК и терморентгенографии показаны процессы образования и распада 5-феррита при нагреве. В 5-феррите аустенитных сталей с пониженным содержанием кобальта (—1,0 мае, %) при нагреве до температур 600.700° С происходит распад 8-феррита, сопровождаемый выделением частиц интерметаллидной х-фазы (5—>у+х). Конец распада 8-феррита приходится на температуру несколько выше 700° С. При нагреве до температур 1000° С и выше происходит диссоциация Х'Ф331^ аустенит обогащается ферритообразующими элементами, что приводит к образованию 5-феррита, за счет у—»5 превращений.

6. Установлено, что оптимальной температурой нагрева под закалку, с точки зрения формирования комплекса физико-механических свойств (ов ~ 550 МПа, о0,2~ 280.300 МПа, 8-60%, \|/~80%) для проведения последующей холодной пластической деформации, является температура 1000.1050° С в воду.

7. Показано, что все исследуемые стали в закаленном от 1000° С состоянии имеют высокую ударную вязкость, конструкционную прочность и низкую склонность к хрупкому разрушению вплоть до криогенных температур (КСУ20 = 3,69 МДж/м2, КСУ196 = 1,93 МДж/м2).

8. Выявлено, что упрочнение при старении закаленных аустенитных сталей незначительно, однако аустенит исследуемой стали является деформационно-нестабильным и практически полностью превращается в мартенсит деформации при холодной пластической деформации (е « 3,0).

132

Прочностные свойства при этом возрастают ~ в 5 раз, по сравнению с закаленным состоянием.

9. Доказано, что аустенит исследуемой стали является термически стабильным в широком интервале температур от жидкого гелия до 500° С. Предложена обработка (по режиму закалка+деформация+старение 500° С, 1 ч), при которой сталь в состоянии максимального упрочнения обладает высоким сопротивлением релаксации напряжений при длительных нагревах до температуры 400° С, является теплостойкой и может быть использована для высоконагруженных пружин и упругих элементов.

10. Отработана технология (закалка + деформация + старение 500° С, 1 ч) получения высокопрочной проволоки для упругих элементов и стержневого медицинского инструмента, обладающей высокой технологичностью при волочении, что позволило сократить число промежуточных смягчающих отжигов при производстве проволоки. Изготовлена опытная партия проволоки разных типоразмеров, проведены успешные полупромышленные испытания в ПТО «Медтехника», г. Казань.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе рассмотрены вопросы, связанные с изучением фазового состава, структуры и свойств деформационно-метастабильных аустенитных сталей, занимающих заметное место среди конструкционных материалов. Эти стали находят применение в качестве упругих элементов, получаемых путем закалки, холодной пластической деформации с последующим последеформационным старением (чаще всего на готовых изделиях).

В работе изучены следующие вопросы:

- Определение влияния колебаний химического состава стали 03Х14Н11К5М2ЮТ на структуру, фазовый состав и свойства плавок указанной стали с целью проверки воспроизводимости свойств, с учетом сложностей попадания в точный заданный состав при выплавке сложнолегированных сталей.

- Выявление роли метастабильного аустенита, как фактора повышения механических свойств и характеристик ударной вязкости в метастабильных аустенитных сталях двух групп легирования при комнатной и криогенных температурах.

- Влияние легирования и режимов термомеханической обработки на структуру, фазовый состав и свойства сталей двух групп с различным содержанием кобальта с целью выбора оптимального состава и режимов термомеханической обработки и оценки склонности к выделению интерметаллидных фаз.

- Определение температурных интервалов зарождения и растворения упрочняющих и нежелательных интерметаллидных фаз и их идентификация, с целью разработки и выбора оптимальных режимов термообработки.

- Установление оптимальных режимов термомеханической обработки с целью формирования высоких механических свойств проволоки из метастабильных аустенитных сталей.

- Определение упругих свойств и стойкости к релаксации напряжений исследуемых сталей.

1. Мальцева Л.А. Закономерности фазовых и структурных превращений в безуглеродистых высокопрочных коррозионно-стойких сталях на Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti основе / Л.А. Мальцева // Журнал функциональных материалов. 2007. Т. 1. № 2. С. 75-79.

2. Высокопрочные немагнитные стали / Под ред. O.A. Банных М.: Наука, 1978. 230 с.

3. Гуляев А.П. Металловедение / А.П. Гуляев. М.: Металлургия, 1977.647 с.

4. Сагарадзе В.В. Нержавеющая аустенитная сталь, упрочняемая фазовым наклепом и старением / В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, A.B. Ожиганов //МиТОМ. 1981. № 6. С. 57-60.

5. Маханьков А.Н. Влияние дестабилизации аустенита на особенности развития обратного а—>у перехода / А.Н. Маханьков, В.Р. Бараз, А.Н.Богомолов, Л.А. Мальцева // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1986. С. 81-86.

6. Грачев C.B. Влияние температуры аустенитизации на процессы старения мартенситностареющей стали / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева // Известия РАН. Металлы. 1992. № 3. С. 84-87.

7. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы: 3-е изд., перераб. и дополн. / А.Г. Рахштадт. М.: Металлургия, 1982. 269 с.

8. Ю.Богомолов А.Н. Структурные и фазовые изменения при нагреве деформированных сталей / А.Н. Богомолов, В.Р. Бараз, А.Н. Махоньков, Л.А. Мальцева, О.И. Богомолова // В сб.: Термическая обработка, структура и свойства металлов. Свердловск, 1985. С. 20-25.

9. П.Грачев C.B. Стабильность аустенита и свойства деформационно-стареющих хромоникелевых сталей / C.B. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева // В сб.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1986. С. 63-67.

10. Грачев C.B. Влияние нагрева в межкритический интервал температур на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей проволоки / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков // ФХММ. 1992. №2. С. 101-104.

11. Lee S.H. Effects of Deformation Strain and Aging Temperature on Strain Aging Behavior in a 304 Stainless Steel I S.H. Lee, J.C. Lee, J.Y. Choi, W.J. Nam // Met. Mater. Int. 2010. Vol. 16. No. 1. Pp. 21-26.

12. Nath S.K. Effect of Thermomechanical Treatmenton the Microstructure and Mechanical Properties of an IF Steel / S.K. Nath, G.P. Chaudhari, Mohit Singla // Journal of Materials Engineering and Performance. 2010. Vol. 19. No. 9. Pp. 1325-1335.

13. Смирнов M.A. Основы термической обработки стали: Учебное пособие / М.А. Смирнов, В.М. Счастливцев, Л.Г. Журавлев // Екатеринбург: УрО РАН, 1999. 469 с.

14. П.Бородина E.A. Труды ИФМ УФ АН СССР / E.A. Бородина, К.А. Малышев, В.А. Мирмелъштейн. Свердловск: Наука, 1958, 20. С. 339-348.

15. Малышев К.А. Труды ИФМ АН СССР / К.А. Малышев. Свердловск: Наука, 1968, 27. С. 385-401.

16. Малышев К.А. Упрочнение аустенитных нержавеющих сталей фазовым наклепом / К.А. Малышев, В.В. Сагарадзе // ФММ. 1968. № 25. С. 894-899.

17. Сагарадзе В.В. В кн.: Высокопрочные немагнитные сплавы J В.В. Сагарадзе, К.А. Малышев. М.: Наука, 1973. С. 53-59.

18. Сагарадзе В.В. О причинах высокого упрочнения при фазовом наклепе нержавеющих аустенитных сталей легированных W , и Мо /

19. B.В. Сагарадзе, Малышев К.А., Долгопол Д.В. // ФММ. 1969. № 28.1. C. 315-322.

20. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы / Ф.Ф. Химушин. М.: Металлургия, 1969. 752 с.

21. Счастливцев В.М. Роль принципа метастабильности аустенита Богачева-Минца при выборе износостойких материалов / В.М. Счастливцев, М.А. Филиппов //МиТОМ. 2005. С. 6-9.

22. Уваров А.И. Влияние стабильности аустенита на механические свойства сплавов упрочняемых термомеханической обработкой и старением / А.И. Уваров, В.В. Сагарадзе, А.В. Савельева, К.А. Малышев // ФММ. 1977. 43. С. 329-334.

23. Сагарадзе В.В. В кн.: Структура и свойства немагнитных сплавов. / В.В. Сагарадзе, К.А. Малышев, А.В. Ожиганов, И.И. Косицына // М.: Наука, 1982. С. 3-9.

24. Сагарадзе В.В. Особенности а—>у превращения упрочнения метастабильных сплавов с различной морфологией мартенсита / В.В. Сагарадзе, А.В. Ожиганов, В.А. Шабашов, И.Г. Кабанова// ФММ. 1979. 47. № 3. С. 584-594.

25. Сорокин И.П. Распределение ориентировок аустенита после двойного мартенситного превращения / И.П. Сорокин, В.В. Сагарадзе // ФММ. 1978. № 45. С. 748-762.

26. Бородулин Г.М. Нержавеющая сталь / Г.М. Бородулин, Е.И. Мошкевич. М.: Металлургия, 1973. 320с.

27. Грачев C.B. Новые высокопрочные коррозионно-стойкие стали для медицинского инструмента / C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, В.Д. Щербаков // Медицинская техника. 1995. № 2. С. 24-27.

28. Химушин Ф.Ф. Легирование, термическая обработка и свойства жаропрочных сталей и сплавов / Ф.Ф. Химушин. М.: Оборонгиз, 1962. 336 с.

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

30. Георгиева И.Я. Высокопрочные стали с пластичностью, наведенной мартенситным превращением / И.Я. Георгиева // Итоги науки и техники. МиТОМ М.: ВИНИТИ, 1982. Т. 16. С. 69-105.

31. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей / Ф.Б. Пикеринг. М.: Металлургия, 1982. 182 с.

32. Irvin К J. The strength of austenitic stainless steel / K.I. Irvin, T. Gladman, F.B. Pikering // J. Iron and Steel Inst. 1969. Vol. 207. N 7. Pp. 1017-1028.

33. Кронайс M. Немагнитные стали для тяжелонагруженных изделий / М. Кронайс, Р. Гаттрингер // Чер. металлы. 1961. № 7. С. 37-55.

34. Береснев Г.А. Температурная зависимость сопротивления деформации железа / Г.А. Береснев, В.И. Саррак, H.A. Шилов // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия, 1968. Вып. 58. № 9. С. 157-165.

35. Братухин А.Г. Высокопрочные коррозионно-стойкие стали современной авиации / А.Г. Братухин и др.. М.: Изд-во МАИ, 2006. 656 с.

36. Приданцев М.В. Высокоточные аустенитные стали / М.В. Приданцев, Н.П. Талое, Ф.Л. Левин. М.: Металлургия, 1969. 248 с.

37. Банных O.A. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ванадийсодержащие стали / O.A. Банных, В.М. Блинов. М.: Наука, 1980.190с.

38. Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов /И.Н. Богачев, В.Ф. Еголаев. М.: Металлургия, 1973. 296 с.

39. Соколов О.Г. Сверхпластичность и коррозионно-механическая прочность двухфазных железомарганцевых сплавов / О.Г. Соколов, К.Б. Кацов, Г.В. Карпенко. Киев: Наукова думка, 1977. 120 с.

40. Лысак Л.П. Физические основы термической обработки стали / Л.П. Лысак, Б.И. Николин. Киев: Техника, 1975. 304 с.

41. Потак Я.М. Высокопрочные стали / Я.М. Потак. М. : Металлургия, 1972. 208 с.

42. Коломбье Л. Нержавеющие и жаропрочные стали: пер. с фр. / Л. Коломбье, Н. Гохман. М.: Металлургиздат, 1958.

43. Потак Я.М. Высокопрочные нержавеющие стали / Я.М. Потак, JI.C. Попова, Е.А. Сагалевич // Структура и свойства сталей и сплавов (к 100-летию открытия Д.К. Черновым полиморфизма железа). М.: Наука, 1971. С. 131-136.

44. Loria Е.А. Influence of Delta Ferrite-Carbide Segregates on the Properties of 12% Chromium Steel / E.A. Loria // Trans. A.S.M. 1961. V. 54. Pp. 31-49.

45. Сагалевич Е.А. О влиянии 5-феррита на свойства низкоуглеродистых мартенситных нержавеющих сталей / Е.А. Сагалевич, Я.М. Потак, В.В. Сачков. Производство и свойства стали и сплавов. М.: Металлургия, 1968. Вып. 63. С. 90-95.

46. Сагалевич Е.А. Разработка структурной диаграммы низкоуглеродистых нержавеющих сталей и исследование влияния дельта-феррита на свойства мартенситных сталей: Диссертация на соискание ученой степени канд. техн. наук. М.: ВИАМ, 1971.

47. Dai Qi-Xun. Stacking fault energy of cryogenic austenitic steels / Wang An-Dong, Cheng Xiao-Nong, Luo Xin-Min // Chinese Physics and IOP Publishing Ltd. 2002. Vol. 11. No. 6. Chin. Phys. Soc. 1009-1963/2002/11(06)/0596-05.

48. Nürnberger U. Korrosionsverhalten von Litzen aus hochfesten austenitischen Stahldrähten / D. Wiume, W. Beul. Bauingenieur 65, 1990. Pp. 171-181.

49. Мошкевич Е.И. Производство высокопрочной коррозионностойкой стали с заданным фазовым составом / Е.И. Мошкевич, С.И. Бирман, В.П. Потапова, Л.З. Марченко // Сталь. 1989. № 9. С. 37-40.

50. Сокол И.Я. Структура и коррозия металлов и сплавов. Атлас. (Справочник) / И.Я. Сокол, Е.А. Ульянин, Э.Г. Фельдгандлер и др.. М.: Металлургия, 1989.

51. Tarasenko L.V. Stainless steels. Corrosion-resistant steels for force-measuring elastic members / L.V. Tarasenko, T.A. Krasov, M.V. Unchikova // Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov. 2004. No. 6. Pp. 40-44.

52. Богачев И.Н. О прочности безуглеродистого мартенсита Cr-Ni дисперсионнотвердеющих сталей / И.Н. Богачев, Н.В. Звигинцев, JI.B. Журавель, Т.М. Маслакова // ФММ. 1969. Вып. 28. №2. С. 341-348.

53. Yuuji Kimura. Inverse Temperature Dependence of Toughness in an Ultrafine Grain-Structure Steel / Tadanobu Inoue, Fuxing Yin, Kaneaki Tsuzaki // Science. 2008. 320. Pp. 1057-1067.

54. Косицына И.И. Высокопрочные аустенитные стали различных систем легирования с карбидным упрочнением / И.И. Косицына // Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. № 10 (640).

55. Грачев С.В. Исследование процессов карбидообразования при нагреве и охлаждении мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю / С.В. Грачев, Л.А. Мальцева; Депонированный библиографический указатель ВИНИТИ, 1982, № 7. С. 121-123.

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

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

58. Коган Л.И. Полиморфное гамма-альфа превращение железа / Л.И. Коган, Р.И. Энтин // ФММ. 1971. Т. 31. Вып. 2. С. 379-386.

59. Голиков В.М. О связи кинетики гамма-альфа превращения с характеристиками самодиффузии / В.М. Голиков, Л.И. Коган, Б.А. Новиков, Р.И. Энтин // ФММ. 1978. Т. 46. Вып. 5. С. 873-876.

60. Сарак В.И. Взаимодействие углерода с дефектами в мартенсите / В.И. Сарак, С.О. Суворова// ФММ. 1968. Т. 26. Вып. 1. С. 147-156.

61. Коган Л.П. Особенности превращения аустенита в малоуглеродистых легированных сталях / Л.П. Коган, Л.М. Клейнер, Р.И. Энтин//ФММ. 1976. Т. 41, вып. 1. С. 118-124.

62. Энтин Р.И. Превращение аустенита в стали / Р.И. Энтин. М.: Металлургиздат, 1960. 252 с.

63. Могутнов Б.М. Термодинамика железоуглеродистых сплавов / Б.М. Могутнов, Л.А. Шварцман, И.А. Томилин. М.: Металлургия, 1972.328 с.

64. Клейнер Л.М. Низкоуглеродистые мартенситные стали. Легирование и свойства / Л.М. Клейнер и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. № 11 (665). 2010. С. 31.

65. Клейнер Л.М. Низкоуглеродистые мартенситные стали. Легирование и свойства / Л.М. Клейнер и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. № 11 (665). 2010. С. 33.

66. Лихтман В.И. Физико-химическая механика материалов / В.И. Лихтман, Е.Д. Щукин, П.А. Ребиндер. М.: Изд-во АН СССР, 1962. 303 с.

67. Оржеховский Ю.Ф. Свойства нержавеющей мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т / Ю.Ф. Оржеховский, С.И. Бирман, Я.М. Потак. Сталь. 1972. № 6. (ВИАМ). С. 545-547.

68. Fuño Abe. Effect of Fine Precipitation and Subsequent Coarsening of Fe2W Laves Phase on the Creep Deformation Behavior of Tempered Martensitic 9Cr-W Steels / Funo Abe // Metallurgical and materials transactions. 2005. Vol. 36A. Pp. 321-331.

69. Потак Я.М. Влияние технологических факторов на трещиностойкостъ стали ВНС-2 / Я.М. Потак, Г.С. Кривоногов, С.И. Бирман, В.А. Варганов, и др. //Проблемы прочности. 1978. №12. С. 64-69.

70. Кривоногов Г.С. Оптимизация фазового состава и термической обработки коррозионно-стойких мартенситных сталей для паяно-сварных конструкций / Г.С. Кривоногов, Г.А. Хахалева, И.Ю. Юнин. М.: МДНТП. 1988. С. 89-92.

71. Нижних С.Б. Влияние температуры закалки на развитие у—>а-превращения и механические свойства мартенситностареющей стали / С.Б. Нижних, С.П. Дорошенко, Г.И. Усикова//ФММ. 1983. Т. 56. Вып. 2. С. 327-333.

72. Вылежнев В.П. Образование аустенита и его структура в мартенситностареющей стали Н18К9М5Т / В.П. Вылежнев, A.A. Сухих, В.Г. Брагин и др. // Проблемы механики и материаловедения. Ижевск: ИПМ УрО РАН. 1994. С. 118-133.

73. Червинский В.Ф. Влияние температуры закалки на механические свойства проволоки из мартенситностареющих сталей / В.Ф. Червинский, В.Я. Зубов, JI.A. Мальцева // В сб.: Современные металлы и сплавы в приборостроении. МДНТП. 1972. С. 32-34.

74. Голиков И.Н. Дендритная ликвация в сталях и сплавах / И.Н. Голиков, С.Б. Масленков. М. Металлургия, 1977. 244 с.

75. Филиппов М.А. Стали с метастабильным аустенитом / М.А. Филиппов,

76. B.C. Литвинов, Ю.Р. Немировский. М.: Металлургия, 1988,255 с.

77. Спиридонов В.Б. Упрочнение хромо-никелевых сталей при низкотемпературной деформации / В.Б. Спиридонов, Ю.П. Гордеев, Б.Н. Подгорских // Металловедение и термическая обработка металлов. 1976. № 5.1. C. 25-30.

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

79. Богачев И.Н. Вопросы упрочнения аустенитных сталей / И.Н. Богачев. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1961.-№ 11. . . л .

80. Филиппов М.А. Износостойкие стали для отливок / М.А. Филиппов, A.A. Филиппенков, Г.Н. Плотников. Екатеринбург, УГТУ-УПИ, 2009, 358 с. С. 150-151.

81. Смирнов М.А. Основы термической обработки стали: Учебное пособие / М.А. Смирнов, В.М. Счастливцев, Л.Г. Журавлев // Екатеринбург: УрО РАН, 1999. С. 466.

82. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов и сплавов / И.И. Новиков. М.: Металлургия, 1979. 162 с.

83. Грачев C.B. Влияние степени холодной пластической деформации на повреждаемость пружинной проволоки при волочении / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, А.Н. Крючков // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1988. С. 28-34.

84. Квашнина Е.И. Электронно-микроскопические исследования структуры стали 1Х18Н9Т после различных режимов термической обработки / Е.И. Квашнина // Металловедение и термическая обработка металлов. 1957. №5. С. 35.

85. Guk S.V. Prerequisites for improving the ductility of high-strength steels in the stamping of sheet / S.V. Guk, R. Kavalla // Metallurgist. 2008. Vol. 52. No. 3-4.

86. В сб.: «Новые электронномикроскопические исследования» / Металлургиздат, 1961. С. 63.

87. Носкова Н.И. Дефекты и деформация монокристаллов / Н.И. Носкова//Екатеринбург: УрОРАН. 1995. 184 с.

88. Lagueborg R. / Acta Metallurgies 1964. V. 12. № 7. P. 823

89. Максимова О.П. Развитие мартенситного превращения при деформации и механические свойства ТРИП сталей / О.П. Максимова, J1.M. Утевский, В.Н. Замбржицкий, М.Т. Ногаев, И.Ф. Москвичев и др. // ФММ. 1972. 34. Вып. 5. С. 1075-1087.

90. Немировкий В.В. Исследование мартенситного превращения в Fe-Ni сплавах вблизи составов, отвечающих смене механизмов превращения / В.В. Немировский // ФММ. 1968. Т. 25. № 5. С. 900-910.

91. Уваров А.И. Влияние холодной деформации на структуру и механические свойства нержавеющих сталей системы Fe-Ni-Cr-Ti со стабильным и метастабильным аустенитом / А.И. Уваров, В.Г. Пушин // ФММ. 1990. № 9. С. 161-166.

92. Вираховский Ю.Г. Использование мартенситного превращения, вызываемого деформацией для повышения пластичности аустенитных сталей / Ю.Г. Вираховский, И.Я. Георгиева, Я.Б. Гуревич и др. // ФММ. 1971. 32. №2. С. 348-363.

93. Романова P.P. Аномальный эффект повышения пластичности в упрочненной старением стали ЗЗН25ЮЗФ / P.P. Романова, А.И. Уваров, В.Г. Пушин и др. // ФММ. 1975. № 39, вып. 4. С. 844-851.

94. Братухин А.Г. Особенности высокопрочных коррозионно-стойких сталей в конструкции сверхзвуковых самолетов / А.Г. Братухин, Г.С. Кривоногов // ЖФМ. 2008. Т.2: № 4. С. 124.

95. Грачев С.В. Изменение модуля упругости при закалке и старении мартенситностареющей стали / С.В. Грачев, JI.A. Мальцева // Известия АН СССР, Металлы. 1986. № 2. С. 128-132.

96. Choo D. Analysis and Prevention of Cracking during Strip Casting of AISI 304 Stainless Steel / S. Lee, H. Moon, T. Kang // Metallurgical and materials transactions. 2001.Vol. 32A. Pp. 2249-2260.

97. Зубов В.Я. Структура и свойства стабильной пружинной ленты / В.Я. Зубов, С.В. Грачев. М.: Металлургия, 1964. 224 с.

98. ГОСТ 18143-72. Проволока из высоколегированной коррозионностойкой и жаростойкой стали.

99. Беккер K.K. Справочник по металлографическому травлению / К.К. Беккер. М.: Металлургия, 1980. 194 с.

100. Ботвина JI.P. Разрушение: кинетика, механизмы, общие закономерности / JI.P. Ботвина. М.: Наука, 2008. 334 с.

101. Shelekhov E.V. Programs for X-ray Analysis of Polycrystals / E.V. Shelekhov, T.A. Sviridova // Metal Science and Heat Treatment. 2001. V.42, No.7. Pp.309-313.

102. Уэндландт Э. Методы термического анализа. / Э. Уэндландт. М.: Мир. 1978. 540 с.

103. Зубов В.Я. Структура и свойства пружинной ленты / В.Я. Зубов, C.B. Грачев. М.: Металлургия, 1964. 224 с.

104. Зубов В.Я. Структура и свойства стальной пружинной ленты / В .Я. Зубов, C.B. Грачев. М.: Металлургия, 1964. 223 с.

105. Мальцева JI.A. Свойства метастабильной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ после термопластической обработки / J1.A. Мальцева,

106. B.А. Завалишин, С.Б. Михайлов, H.H. Озерец и др. // МиТОМ. 2009. № 11.1. C. 45-50.

107. Лебедев Д.В. Конструктивная прочность криогенных сталей / Д.В. Лебедев. М.: Металлургия, 1976. 264 с.

108. Ш.Рыжак С.С. Влияние фазового состава и структуры мартенситностареющей стали 00Х11Н10М2Т на склонность к охрупчиванию при низкотемпературном старении / С.С. Рыжак, Л.В. Тарасенко, И.П. Жегина и др. // МиТОМ. 1981. № 9. С. 54-57. .

109. Масалева E.H. Фазовые превращения в высокопрочной нержавеющей стали 0X11Н10М2Т / E.H. Масалева, Г.Д. Пирогова // МиТОМ. 1976. №9. С. 38-41.

110. Рундквист H.A. Фазовые превращения, свойства и разработка технологии получения высокопрочной проволоки из мартенситностареющей стали: Диссертация на соискание ученой степени канд. техн. наук. Свердловск: УПИим. С.М. Кирова, 1984.

111. Гуляев А.П. Пути повышения прочности проволоки из нержавеющих сталей/А.П. Гуляев, В.М. Афонина //МиТОМ. 1971.№ 11.С. 5-10.

112. Алексеева Н.Г. Новые экономнолегированные немагнитные стали на Cr-Mn-основе для упругих элементов / Н.Г. Алексеева, Л.В. Барсегьян, В.М. Блинов, А.Г. Рахштадт // В кн.: Высокопрочные аустенитные стали. М.: Наука, 1987. С. 17-25

113. Грачев C.B. О структурном механизме релаксации напряжений в метастабильных сплавах / C.B. Грачев // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. №7. С. 38-44.

114. Банных O.A. Прямое и обратное упругие последействия пружинной ленты из азотсодержащей стали Х21Г10Н7МБФ / O.A. Банных // Металловедение и термическая обработка металлов. 2006. № 1. С. 8-10.