Структурные и фазовые превращения в низкоуглеродистой стали при термической обработке с однократной и циклической аустенитизацией тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Панов, Дмитрий Олегович

• Панов, Дмитрий Олегович
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Панов, Дмитрий Олегович

Оглавление

ВВЕДЕНИЕ

1.1. Мартенситное превращение и пакетный мартенсит в сталях

1.2. Процессы при нагреве исходно закаленных и деформированных сталей

1.3. Процессы аустенитизации сталей со структурой пакетного мартенсита в межкритическом интервале температур

1.4. Диспергирование структуры конструкционных сталей

1.5. Постановка цели и задач исследования

Глава 2. Материалы и методики исследований

2.1. Материалы исследования

2.2. Методика скоростной аустенитизации

2.3. Методики исследования

2.3.1. Методика металлографических исследований

2.3.2. Методика электронно-микроскопических исследований

2.3.3. Методика оптико-эмиссионных спектральных исследований

2.3.4. Методика дилатометрических исследований

2.3.5. Методика калориметрических исследований

2.3.6. Методика дюрометрических исследований

2.3.7. Методика испытаний на одноосное растяжение

2.3.8. Методика испытаний на ударную вязкость

2.3.9. Методика фрактографических исследований

Глава 3. Фазовые и структурные превращения в исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ в межкритическом интервале температур при термической обработке с однократной аустенитизацией

3.1. Методика дилатометрических исследований низкоуглеродистой стали при аустенитизации в межкритическом интервале температур

3.1.1. Методика определения положения критических точек Ас] и Асз при аустенитизации низкоуглеродистых сталей

3.1.2. Дилатометрические исследования кинетики аустенитизации в межкритическом интервале температур

3.1.3. Методика дилатометрических исследований стадий аустенитизации в межкритическом интервале температур

3.2. Исследование исходного состояния низкоуглеродистой стали 10X3ГЗМФ

3.3. Дилатометрические исследования процессов аустенитизации в межкритическом интервале температур исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ

3.4. Дюрометрические и металлографические исследования аустенитизации при непрерывном нагреве в межкритическом интервале температур низкоуглеродистой стали ЮХЗГЗМФ

3.5. Электронно-микроскопические исследования аустенитизации в межкритическом интервале температур низкоуглеродистой стали ЮХЗГЗМФ

Выводы по главе 3

Глава 4. Исследование формирования структуры и закономерностей изменения свойств стали ЮХЗГЗМФ при термической обработке с циклической аустенитизацией

4.1. Методика окисления-травления для выявления зеренной структуры аустенита в закаленных низкоуглеродистых сталях

4.2. Изменение зеренной структуры аустенита в надкритической области температур

4.3. Термическая обработка с циклической аустенитизацией исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали ЮХЗГЗМФ

4.3.1. Дилатометрические исследования процессов при термической обработке с циклической аустенитизацией исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали ЮХЗГЗМФ

4.3.2. Анализ эволюции структуры при термической обработке с циклической аустенитизацией исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали ЮХЗГЗМФ

4.3.3. Элекронно-микроскопические исследования структуры после термической обработки с циклической аустенитизацией исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали ЮХЗГЗМФ

4.3.4. Исследование характеристик механических свойств после термической обработки с циклической аустенитизацисй исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали 10ХЗГЗМФ

4.3.5. Сериальные температурные испытания стали 10ХЗГЗМФ после различных режимов обработки

Выводы по главе 4

Глава 5. Опробование результатов диссертации на производстве и внедрение в образовательный процесс и в научно-исследовательскую работу

5.1. Промышленное опробование результатов диссертации

5.2. Внедрение результатов диссертации в образовательный процесс

5.2.1. Внедрение результатов исследования однократной аустенитизации в образовательный процесс

5.2.2. Внедрение результатов исследования процессов формирования структуры и свойств стали 10ХЗГЗМФ при циклической аустенитизации в образовательный процесс

5.3. Внедрение результатов диссертации в научно-исследовательскую работу

Заключение

Список литературы

Приложение 1. Акт об изготовлении и испытаниях машиностроительного крепежа из наноструктурироваиной стали 10ХЗГЗМФ

Приложение 2. Акт внедрения результатов научно-исследовательской работы в образовательный процесс

Приложение 3. Акт внедрения результатов диссертационной работы в НИР

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурные и фазовые превращения в низкоуглеродистой стали при термической обработке с однократной и циклической аустенитизацией»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования

В современных условиях промышленность нуждается в разработке новых подходов к обработке низкоуглеродистых сталей, которые обеспечат получение деталей с высоким уровнем характеристик прочности и надежности [1]. Это позволит увеличить срок эксплуатации механизмов и конструкций при уменьшении материалоемкости, а также снизить ущерб от возможных отказов деталей машин и элементов металлических сооружений.

В настоящее время в науке о материалах большое внимание уделяется структуре и свойствам наноматериалов, а также методам их получения [2]. В мировой практике объемные конструкционные наноструктурные материалы с высоким комплексом характеристик прочности и надежности получают с использованием таких лабораторных методов, как равноканальное угловое прессование, интенсивная пластическая деформация кручением и других [3]. Однако применение этих методов формирования объемного наноструктурного состояния связано с использованием энергоемкого и малопроизовидительного оборудования, дорогостоящей оснастки, получением заготовок малых размеров, а также с высоким процентом брака, что приводит к высокой себестоимости и низкой конкурентоспособности таких изделий по сравнению с традиционными материалами.

Самыми распространенными конструкционными материалами в современной промышленности являются сплавы на основе железа, в том числе стали [4]. Среди конструкционных сталей массового применения наилучшим сочетанием характеристик прочности и надежности обладают стали со структурой пакетного мартенсита [5]. Наиболее яркими представителями таких материалов являются мартенситостареющие и низкоуглеродистые мартенситные стали [5]. Мартенситостареющие стали [6] обладают высоким комплексом механических свойств и высокой технологичностью, но они содержат в большом количестве дефицитные и дорогостоящие элементы, что делает их использование экономически затратным. Низкоуглеродистые мартенситные стали [7, 8] имеют высокую свариваемость, обрабатываемость давлением в горячем и холодном состоянии, способность к химико-термической обработке, что наряду с экономным легированием делает их перспективными для промышленности. Конструкционные системно легированные низкоуглеродистые стали типа 10ХЗГЗМФ [9] по уровню характеристик механических свойств являются конкурентоспособными по сравнению с другими сплавами ввиду их высокой прокаливаемости и достаточно высокого уровня характеристик прочности и пластичности. Следует отметить, что ресурс прочности и надежности таких материалов реализован не

полностью, так как получение наноструктурного состояния объемных заготовок из этих сталей позволит достигнуть более высоких показателей уровня механических свойств.

Повышение уровня характеристик прочности и надежности сталей со структурой пакетного мартенсита возможно за счет измельчения структуры аустенита [10], что приводит к реализации зерногранично-субструктурного механизма упрочнения [11] и к одновременному повышению уровня прочности и сопротивления хрупкому разрушению. Наиболее перспективным является изучение термических и деформационно-термических способов диспергирования структуры, так как использование деформационных методов обработки вызывает снижение характеристик надежности [12].

Перспективным направлением диспергирования структуры является термоциклическая обработка (ТЦО). Для измельчения зеренной структуры аустенита стали при ТЦО необходима циклическая аустенитизация с последовательной реализацией процессов фазового наклепа и структурной перекристаллизации. Фазовый наклеп реализуется при аустенитизации в межкритическом интервале температур (МКИТ), а также в процессе закалки на мартенсит [13, 14]. Возможности измельчения аустенитного зерна при циклической аустенитизации в значительной степени определяются исходным состоянием стали, скоростью и температурой нагрева при аустенитизации, количеством циклов нагрева и охлаждения. Процессы аустенитизации в МКИТ играют решающую роль в структурообразовании при нагреве сталей и оказывают влияние на структуру и уровень механических свойств после термической обработки [15 - 18], что делает выявление закономерностей процессов аустенитизации при нагреве в исследуемых сталях важной задачей.

Таким образом, для реализации диспергирования структуры конструкционных низкоуглеродистых сталей типа 10ХЗГЗМФ при термическом воздействии необходимо определение влияния условий обработки на особенности формирования структуры и свойств при однократной и циклической аустенитизации, что позволит получить конструкционные стали с высоким комплексом характеристик прочности и надежности с использованием промышленно доступных методов обработки.

Тематика диссертации соответствует Приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ и Перечню критических технологий РФ. Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» ПНИПУ, г. Пермь в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ по Федеральной целевой программе «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы мероприятие 1.4 "Развитие внутрироссийской мобильности научных и научно-педагогических кадров путем выполнения

краткосрочных научных исследований молодыми учеными и преподавателями в научно-образовательных центрах" соглашения № 14.В37.21.0136 и № 14.А18.21.0103 (2012 г.).

Степень разработанности темы исследования

Выявлению закономерностей аустенитизации сталей со структурой мартенсита и бейнита уделено большое внимание в трудах следующих отечественных и зарубежных ученых: В.Д. Садовский, В.М. Счастливцев с соавторами, В.В. Сагарадзе с соавторами, В.И. Зельдович с соавторами, M.JI. Бернштейн с соавторами, H.H. Липчин с соавторами, В.Н. Гриднев с соавторами, С.С. Дьяченко с соавторами, Д.А. Мирзаев с соавторами, Л.М. Клейнер с соавторами, А. Боджак с соавторами, Х.К.Д.Х. Бхадешиа с соавторами, Р. Вей с соавторами, Д. Ли с соавторами, С.-Х. Мун с соавторами, И. Тамура с соавторами, М. Чанг с соавторами и другие.

Отечественные и зарубежные авторы, работы которых посвящены вопросам термической обработки с циклической аустенитизацией: A.A. Баранов с соавторами, H.H. Кидин с соавторами, A.C. Тихонов с соавторами, Р.Л. Тофпенец с соавторами, В.К. Федюкин с соавторами, P.A. Грендж, Л.Ф. Портер, Д.С. Добковски, Л. Ду с соавторами и другие.

В то же время в работах ученых отсутствует единое мнение о стадиях аустенитизации в МКИТ и влиянии на них исходного состояния и условий нагрева, определяющих зеренную структуру аустенита стали перед закалочным охлаждением. Особенно это относится к конструкционным низкоуглеродистым сталям типа ХЗГЗМФ, система легирования которых обеспечивает высокую прокаливаемость. Данный аспект определил выбор темы исследования, постановку цели и задач.

Цель работы - исследование особенностей формирования структуры и свойств низкоуглеродистой стали 10ХЗГЗМФ при термической обработке с однократной и циклической аустенитизацией для получения высоких показателей прочности и ударной вязкости.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

1. Изучить процессы фазовых и структурных превращений в исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ в межкритическом интервале температур (МКИТ) при термической обработке с однократной аустенитизацией с различными скоростями нагрева.

2. Построить термокинетические диаграммы образования аустенита в исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ с определением положения критических точек Ас) и Ас3 и стадий аустенитизации в МКИТ.

3. Исследовать процессы формирования структуры и закономерности изменения свойств стали 10ХЗГЗМФ при термической обработке с циклической аустенитизацией.

4. Разработать режим упрочняющей обработки стали 10ХЗГЗМФ для получения высоких показателей прочности и ударной вязкости.

Научная новизна работы:

1. Разделены температурные области протекания трех стадий а—>у-превращения в исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ при однократной аустенитизации со скоростями нагрева от 0,15 до 90 °С/с в межкритическом интервале температур (МКИТ) с использованием дилатометрического анализа.

2. Установлены особенности формирования структуры при однократной аустенитизации со скоростью нагрева 90 °С/с исходно холоднодеформированной стали 10ХЗГЗМФ в МКИТ: на первой стадии а—»-у-превращение протекает по границам полигонов, на второй - по границам рекристаллизованных зерен, на третьей - в объеме рекристаллизованных зерен.

3. Построены термокинетические диаграммы образования аустенита в исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ с определением положения критических точек Ас] и Асз и стадий аустенитизации в МКИТ. Показано, что при увеличении скорости нагрева от 0,15 до 90 °С/с для всех исследованных состояний наблюдается расширение МКИТ. В исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали расширение МКИТ происходит за счет снижения АС[, степень понижения АС1 определяется уровнем релаксированной в процессе а—>у-превращения энергии наклепа а-фазы, а положение Асз при этом изменяется незначительно. В исходно высокоотпущенной стали расширение МКИТ происходит за счет повышения Аез, что обусловлено смещением третьей стадии а—»у-превращения в область более высоких температур, положение АС1 в данном случае от скорости нагрева не зависит.

4. Установлено, что сужение МКИТ при циклической аустенитизации со скоростью нагрева 90 °С/с в процессе диспергирования структуры исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали 10ХЗГЗМФ вызвано увеличением скорости а—»у-превращения при неизменном объемном эффекте на каждой стадии.

Практическая значимость работы:

1. Разработан режим упрочняющей обработки стали 10ХЗГЗМФ, включающий закалку на воздухе с температур горячей пластической деформации, холодную пластическую деформацию методом радиальной ковки со степенью 60 % и однократный нагрев в расплаве солей до температуры 900 °С с последующей закалкой в воде, что привело к реализации наиоструктурного состояния стали с поперечным размером рейки мартенсита в плоскости

фольги равным (60 ± 10) нм, при этом предел текучести увеличился относительно исходно закаленной стали ЮХЗГЗМФ на 50% (до 1360 МПа), предел прочности на - 10 % (до 1420 МПа), ударная вязкость КСТ повышается в 4,5 раза (до 0,91 МДж/м2), критическая температура хрупкости 7ki2 снижается с 10 до -60 °С. Данный режим опробован в условиях ОАО «Мотовилихинские заводы», изготовлена пробная партия шпилек Мб* 1x60 с категорией прочности 12.9.

2. Результаты исследования однократной аустенитизации и формирования структуры и свойств стали ЮХЗГЗМФ при циклической аустенитизации внедрены в образовательный процесс дисциплин «Физика металлов» и «Материаловедение» основных образовательных программ подготовки бакалавров и специалистов в ПНИПУ. Общий объем внедрения составил 28 часов.

3. Разработана и запатентована методика окисления-травления для выявления зеренной структуры аустенита в закаленных низкоуглеродистых сталях. Данная методика внедрена при выполнении госбюджетных научно-исследовательских работ в ПНИПУ, что позволило изучить динамику изменения размера аустенитного зерна пробных плавок сталей систем легирования ХЗГЗМФ(С,Т) и ХНЗМФС.

Методология и методы диссертационного исследования

Методологической основой исследования послужили труды ведущих отечественных и зарубежных ученых в области термической обработки с однократной и циклической аустенитизацией, государственные стандарты РФ, а также положения теории термической обработки сталей, теории фазовых превращений, физических методов исследования, теории прочности и теории легирования.

Для достижения поставленной цели и задач в диссертационной работе были использованы следующие методы: металлография, дилатометрия, дифференциальная сканирующая калориметрия, оптико-эмиссионный спектральный анализ, световой и электронный фрактографический анализ, просвечивающая электронная микроскопия, дюрометрия, испытания на одноосное растяжение и ударную вязкость.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты;

1. При однократной аустенитизации со скоростями нагрева от 0,15 до 90 °С/с в межкритическом интервале температур (МКИТ) исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали ЮХЗГЗМФ а—»у-превращение протекает в три стадии.

2. На первой стадии а—»у-превращение в исходно холоднодеформированной стали ЮХЗГЗМФ при однократной аустенитизации со скоростью 90 °С/с в МКИТ протекает по

границам полигонов, на второй - по границам рекристаллизованньтх зерен, на третьей - в объеме рекристаллизованньтх зерен.

3. Термокинетические диаграммы образования аустенита в исходно закаленной, исходно холоднодеформированной и исходно высокоотпущенной стали 10ХЗГЗМФ с определением положения критических точек АС1 и Асз и стадий аустенитизации в МКИТ.

4. Сужение МКИТ в процессе диспергирования структуры при циклической аустенитизации со скоростью нагрева 90 °С/с исходно закаленной и исходно холоднодеформированной стали 10ХЗГЗМФ вызвано увеличением скорости а—>у-превращения при неизменном объемном эффекте на каждой стадии.

5. Высокие показатели прочности и ударной вязкости в результате упрочняющей обработки стали 10ХЗГЗМФ достигаются за счет формирования наноструктурного состояния с поперечным размером рейки мартенсита в плоскости фольги равным (60 ±10) нм.

Апробация работы

Материалы диссертации были доложены и обсуждены на VII и VIII Конференции молодых ученых «КоМУ-2008» и «КоМУ-2010», Ижевск, 2008, 2010 гг.; XI, XIII, XV Уральской школе-семинаре металловедов - молодых ученых, Екатеринбург, 2010, 2012, 2014 гг.; на I и II Международной конференции «Инновационные технологии в материаловедении и машиностроении», Пермь, 2012, 2014 гг.; на XIX, XX, XXI и XXII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Екатеринбург, 2008, 2010, 2012, 2014 гг.

Степень достоверности результатов диссертации определяется применением комплекса современной экспериментальной техники и измерительных приборов, комплекса современных методов исследования, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.

Личный вклад соискателя заключается в постановке цели и задач работы, проведении исследований, обработке и анализе результатов, формулировании выводов, написании статей и тезисов.

Исследования методом просвечивающей электронной микроскопии диссертант проводил при участии канд. техн. наук, доцента А.И. Смирнова. Калориметрические исследования диссертант проводил при участии д-ра физ.-мат. наук, профессора Л.В. Спивака.

Глава 1. Аналитический обзор 1.1. Мартенситное превращение и пакетный мартенсит в сталях

Образование мартенсита происходит при температурах ниже А] при охлаждении со скоростью, обеспечивающей подавление распада аустенита по перлитному и промежуточному механизму [19]. Мартенситное превращение является бездиффузионным сдвиговым фазовым превращением, при котором атомы смещаются на расстояния меньше межатомных; при этом происходит смена типа кристаллической решетки с гранецентрированной кубической (аустенит) на объемоцентрированную тетрагональную (мартенсит) без изменения химического состава [14].

Особенностями мартенситной структуры являются следующие признаки: пластинчатая форма кристаллов с малым соотношением толщины к другим линейным размерам; габитусная плоскость пластины закономерно ориентирована относительно кристаллографических осей исходной и конечной фаз; наблюдается закономерное расположение мартенситных кристаллов и их групп относительно друг друга [14, 20, 21].

Пакетный мартенсит образуется при закалке конструкционных низко- и среднеуглеродистых сталей, мартенситостареющих сталей, а также железа и умеренно легированных безуглеродистых сплавов [19]. Пакетный мартенсит образуется при закалке сталей с высокой мартенситной точкой (Мн выше 100 °С), его кристаллы представляют собой пластины - параллельные рейки [14], вытянутые в направлении <111>а || <011 >г, которые образуют пакет с близкими линейными размерами в разных направлениях. Толщина пластин -составляющих пакета в углеродистых и никелевых сталях различается мало, от 0,1 до 2,25 мкм, чаще она составляет 0,1-0,2 мкм. В.И. Изотовым [22] показано, что типичное соотношение размеров рейки 1:7:30, т.е. длина превышает ширину в 5-7 раз.

Внутри реек наблюдается высокая плотность дислокаций порядка 10ю—1012 см"1, поэтому пакетный мартенсит называют также дислокационным [19].

В работе [21] показано, что в стали с 0,2 % углерода с размером зерна от 6 до 80 мкм распределение ширины реек и их среднее значение (около 0,2 мкм) не зависят от величины зерна, а однородность размеров реек внутри пакета объясняется тем, что рост мартенситного пакета происходит в результате образования параллельных реек. В.И. Изотовым с коллегами [10] на сталях типа 45ХНМФА и 40ХНВА показано, что размер аустенитного зерна до 20 мкм практически не влияет на размер мартенситного пакета и на предел текучести, а при уменьшении зерна аустенита ниже 20 мкм наблюдается снижение размеров пакетов и рост предела текучести в соответствии с законом Холла - Петча [23, 24].

Соседние рейки чаще разориентированы на угол до 2-3°, но отвечают одному и тому же ориентационному соотношению Курдюмова - Закса и разделяются по плоскости {110}а||{ 111}у малоутловыми дислокационными субграницами [22, 25]. Такую группу кристаллов можно представить как монокристалл со слоистой дислокационной субструктурой [25].

В работе [26] установлено, что отношение числа большеугловых ориентировок к малоугловым в мартенситном пакете стали с 0,2 % С составляет 1/5, то есть 5/6 всех границ реек являются проницаемыми для дислокаций.

Ю.Г. Андреевым и М.А. Штремелем показано [27], что межпакетная граница является однородной нерегулярной границей с вкраплениями площадок хорошего сопряжения, а доля высокоугловых границ составляет 77 %.

В работе [28] показано, что пакеты мартенсита состоят из блоков, которые в свою очередь сформированы из реек. При увеличении содержания углерода в сталях размеры пакетов и блоков уменьшаются.

В своих работах [27, 29] В.М. Счастливцев и М.А. Штремель показали, что поля возникающих при мартенситном превращении напряжений (дилатационных, связанных с деформацией Бейна, сдвиговых) в значительной степени скомпенсированы в пределах каждого пакета и не затрагивают границ бывших аустенитных зерен, что вызвано возникновением в результате мартенситного превращения ансамбля самосогласующихся кристаллов, при образовании которого минимизируются структурные напряжения.

Таким образом, структура пакетного мартенсита обладает высокой плотностью дислокаций, развитой субструктурой и низким уровнем остаточных напряжений, что позволяет говорить о ее преимуществах относительно других морфологических типов мартенсита. Дальнейшее упрочнение такой структуры при условии сохранения характеристик надежности возможно двумя путями - диспергированием зеренной структуры аустенита и наклепом.

Как показано в работах [30 - 33], последовательная реализация закалки на мартенсит и холодной пластической деформации позволяет получать разнообразное сочетание состояний стали, в том числе с высоким уровнем прочности.

Характерная для мартенситного пакета структурная анизотропия и кристаллографическая текстура при холодной пластической деформации приводит к анизотропии механического поведения пакета - его пластической деформации и разрушению [34]. Следует выделить две группы направлений скольжения <111>а для имеющихся в пакете мартенсита шести кристаллографических ориентировок: два направления находятся в общей плоскости габитуса, а два направления - под углом 35° к плоскости габитуса. Для первой группы направлений деформация может распространяться легко, так как в любом другом кристалле есть близкая к ней система. Для второй группы направления скольжения дислокаций

при деформации при переходе из кристалла в кристалл должны изменяться на угол 30-70°, что значительно затрудняет распространение скольжения в рамках данной системы.

Большое количество работ посвящено изучению процессов при деформировании сталей с мартенситной структурой [33, 35 - 41], что говорит о большом интересе исследователей к данному вопросу. Следует отметить, что стали в закаленном состоянии обладают высоким коэффициентом деформационного упрочнения и высоким сопротивлением малым пластическим деформациям [42 - 45].

Наиболее яркими представителями таких материалов со структурой пакетного мартенсита являются мартенситостареющие и низкоуглеродистые мартенситные стали [5]. Мартенситостареющие стали [6] обладают высоким комплексом механических свойств и высокой технологичностью, однако в их состав входит большое количество дефицитных и дорогостоящих легирующих элементов, что делает их использование экономически затратным. Низкоуглеродистые мартенситные стали [7, 8] характеризуются высокой технологичностью, что наряду с экономным легированием делает их перспективными для промышленности.

Как было показано в работе [46], в XX веке был накоплен большой экспериментальный материал по многокомпонентному легированию низкоуглеродистых сталей, и на основании анализа этого материала установлено, что благотворное влияние на повышение устойчивости переохлажденного аустенита к нормальному превращению оказывает легирование Сг и Мп в сумме не менее 4 %. Для предотвращения развития бейнитного превращения необходимо сбалансированное легирование сильными карбидообразующими элементами (Мо, XV, V, Т1, N1»), а их содержание в стали должно убывать при повышении склонности элемента к карбидообразованию. Использование системного многокомпонентного легирования позволяет получать структуру пакетного мартенсита в широком диапазоне скоростей охлаждения. На основании этого принципа разработаны конструкционные системно легированные низкоуглеродистые стали типа 10ХЗГЗМФ [9] по уровню характеристик механических свойств являются конкурентоспособными по сравнению с другими сплавами, однако ресурс прочности и ударной вязкости этих материалов реализован не полностью, так как диспергирование структуры этих сталей позволит достигнуть более высоких показателей механических свойств.

Таким образом, следует отметить возможность управления плотностью дефектов кристаллического строения в низкоуглеродистых сталях со структурой пакетного мартенсита в сторону ее увеличения при холодной пластической деформации. Перспективными материалами являются стали со структурой пакетного мартенсита типа 10ХЗГЗМФ.

1.2. Процессы при нагреве исходно закаленных и деформированных сталей

Отпуск происходит при нагреве закаленных сталей выше комнатной температуры до температур начала образования аустенита [47], что вызвано высокой плотностью дислокаций, большим количеством мало- и высокоугловых границ, пересыщеиностью мартенсита углеродом, наличием остаточного аустенита и т.д.

Различают три превращения при отпуске: первое связывают с распадом мартенсита, второе - с распадом остаточного аустенита, третье - с завершением распада мартенсита и формированием кристаллов цементита [14], однако это разделение условно, а температурные интервалы этих превращений существенно зависят от химического состава стали.

В низкоуглеродистых сталях (< 0,3 % С) первое превращение при отпуске мартенсита происходит уже при закалочном охлаждении (самоотпуск) [48], что вызвано высокой мартенситной точкой Мн. При температурах отпуска выше 250 °С из мартенсита выделяется карбид цементитного типа РезС, имеющий ромбическую решетку [14]. Цементитные кристаллы выделяются в трех направлениях, и их ориентировка по отношению к мартенситу и аустениту может быть выражена ориентационным соотношением Исайчева: (103)ц || (011)а || (111)у; [010]ц

|| [И1]а || [101]у [49]; или Багаряцкого: [100]ц || [110]а, [010]ц || [111]а, [001]ц || [112]а [50]. С повышением температуры отпуска до 400-450 °С частицы цементита быстро коагулируют.

В низкоуглеродистых сталях стадия распада остаточного аустенита (второе превращение при отпуске) малозаметна, так как его содержание менее 3 % [48]. Третье превращение при отпуске происходит при температурах выше 400 °С и характеризуется дальнейшим обеднением твердого раствора по углероду, то есть распадом мартенсита с образованием и ростом карбидной фазы, процессами полигонизации и рекристаллизации [20, 51]. Эти процессы могут проявляться в том числе в виде дилатометрической аномалии при нагреве, которая заключается в нарушении линейности расширения а-фазы [51].

С повышением температуры нагрева более 500 °С становится возможным формирование специальных карбидов, что обусловлено перераспределением легирующих элементов между твердым раствором и карбидной фазой [51].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Панов, Дмитрий Олегович, 2015 год

Список литературы

1. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна : справочник : в 3 т. Т. 1: Методы испытаний и исследования / Б. С. Бокштейн, Ю. Г. Векслер, Б. А. Дроздовский [и др.]; под ред. А. Г. Рахштадта, Л. М. Капуткиной, С. Д. Прокошкина, А. В. Супова. - М. : Интермет Инжиниринг, 2004. - 687 с.

2. Валиев, Р. 3. Объемные наноструктурные металлические материалы. Получение, структура и свойства / Р. 3. Валиев, И. В. Александров. - М. : Академкнига, 2007. - 398 с.

3. Валиев, Р. 3. Создание наиоструктурных материалов и сплавов с уникальными свойствами, используя интенсивные пластические деформации / Р. 3. Валиев // Российские нанотехнологии. - 2006. - № 1-2. - С. 208-215.

4. Сталь на рубеже столетий / под науч. ред. Ю. С. Карабасова. - М. : Изд-во МИСиС, 2001.-664 с.

5. Митрохович, Н. Н. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой : учеб. пособие / Н. Н. Митрохович, Ю. Н. Симонов, Л. М. Клейнер; Перм. гос. техн. ун-т. - Пермь, 2004. - 123 с.

6. Потак, Я. М. Высокопрочные стали / Я. М. Потак. - М. : Металлургия, 1972. -

208 с.

7. Энтин, Р. И. Теоретические основы разработки низкоуглеродистых мартенситных сталей / Р. И. Энтин, Л. И. Коган, Л. М. Клейнер // Новые конструкционные стали и сплавы и методы упрочнения. - М. : Знание, 1984. - С. 3-6.

8. Клейнер, Л. М. Теоретические основы, разработка и внедрение низкоуглеродистых мартенситных сталей / Л. М. Клейнер, Л. Д. Пиликина, И. В. Толчина // Современные достижения в области металловедения и термообработки / Перм. политехи, ин-т. - Пермь, 1985. - С. 18-24.

9. Превращения, структура и свойства системно-легированных низкоуглеродистых безникелевых сталей / Ю. Н. Симонов, М. Ю. Симонов, Д. П. Подузов, А. В. Смирнов, И. А. Галимова // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2012. - № 11. - С. 4-11.

10. Изотов, В. И. Влияние величины исходного зерна на структуру и предел текучести стали, закаленной на мартенсит / В. И. Изотов, В. В. Вознесенский, А. П. Бащенко // Проблемы металловедения и физики металлов : сб. науч. тр. ЦНИИЧМ. - М. : Металлургия, 1976.-№3,-С. 192-199.

11. Гольдштейн, М. И. Металлофизика высокопрочных сплавов / М. И. Гольдштейн, В. С. Литвинов, Б. М. Бронфин. - М. : Металлургия, 1986. - 312 с.

12. Формирование структуры и механических свойств углеродистой конструкционной стали в процессе наноструктурирования методом равиоканального углового прессования / Н. В. Копцева, Ю. Ю. Ефимова, М. П. Барышников, О. А. Никитенко // Деформация и разрушение материалов. - 2011. - № 7. - С. 11-16.

13. Садовский, В. Д. Структурная наследственность в стали / В. Д. Садовский. - М.: Металлургия, 1973. - 205 с.

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

15. In-situ determination of austenite and martensite formation in 13Cr6Ni2Mo supermartensitic stainless steel / A. Bojack, L. Zhao, P. F. Morris, J. Sietsma // Materials characterization. - 2012. - Vol. 71. - P. 77-86.

16. Precipitation of Austenite Particles at Grain Boundaries during Aging of Fe-Mn-Ni Steel / S.-H. Mun, M. Tanabe, X. L. Kyuhwanoh, D. B. Williams, H.-C. Lee// Metallurgical and materials transactions A. - 2002. - Vol. 33A. - P. 1057-1067.

17. Tszeng, Т. C. A global optimization technique to identify overall transformation kinetics using dilatometry data - applications to austenitization of steels / Т. C. Tszeng, G. Shi // Materials Science and Engineering A. - 2004. - Vol. 380. - P. 123-136.

18. San Martirn, D. In situ study of austenite formation by dilatometry in a low carbon microalloyed steel / D. San Martirn, P. E. J. Rivera-Diraz-del-Castillo, C. Garcira-de-Andrers // Scripta Materialia. - 2008. - Vol. 58. - P. 926-929.

19. Смирнов, M. А. Основы термической обработки сталей : учеб. пособие / М. А. Смирнов, В. М. Счастливцев, JI. Г. Журавлев. - М. : Наука и технологии, 2002. - 519 с.

20. Новиков, И. И. Теория термической обработки сталей : учебник для вузов / И. И. Новиков. - 4-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

21. Бернштейн, М. J1. Термомеханическая обработка стали / М. J1. Бернштейн, В. А. Займовский, Л. М. Капуткина. - М. : Металлургия, 1983. - 480 с.

22. Изотов, В. И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита / В. И. Изотов // ФММ. - 1972. - Т. 34, № 1. - С. 123-132.

23. Hall, Е. О. The deformation and aging of mild steel: III. Discusión of results / E. O. Hall // Proc. Phys. Soc. - London, 1951. - Vol. B64. - P. 747.

24. Petch, N. J. The Cleavage Strength of Polycrystals / N. J. Petch // JISI. - 1953. -Vol. 174.-P. 25.

25. Счастливцев, В. M. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа / В. М. Счастливцев, Н. В. Копцева, Т. В. Артемова // ФММ. - 1976. - Т. 41, № 6. - С. 1251.

26. Apple, С. A. Packet Microstructure in Fe - 0,2 pst.C Martensite / С. A. Apple, R. У. Karon, G. Kraus // Met. Trans. - 1974. - Vol. 5, № 3. - P. 593-599.

27. Андреев, Ю. Г. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. I. Границы между кристаллами в пакете / Ю. Г. Андреев, Е. И. Заркова, М. А. Штремель // ФММ. - 1990. - № 3. -

C. 161-167.

28. The morphology and crystallography of lath martensite in Fe-C alloys / S. Morito, H. Tanaka, R. Konishi, T. Furuhara, T. Maki // Acta Materialia. - 2003. - № 51. - P. 1789-1799.

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

30. Бернштейн, М. Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов / М. Л. Бернштейн. -М. : Металлургия, 1968. - 1171 с.

31. Блантер, М. А. Упрочнение деталей машин / М. А. Блантер. - М. : Машиностроение, 1978. - 182 с.

32. Прокошкин, Д. А. Термомеханическая обработка стали на высокую прочность / Д. А. Прокошкин // Проблемы развития технологии машиностроения. - М. : Машиностроение, 1968.-С. 33-66.

33. Васильева, А. Г. Деформационное упрочнение закаленных конструкционных сталей / А. Г. Васильева. - М. : Машиностроение, 1981. - 231 с.

34. Штремель, М. А. Прочность сплавов: ч. 1. Дефекты решетки / М. А. Штремель. -2-е изд. - М. : Изд-во МИСиС, 1999. - 384 с.

35. Бернштейн, М. Л. Влияние высокотемпературной термомеханической обработки и деформации мартенсита на механические свойства углеродистых и кремнистых сталей / М. Л. Бернштейн, К. Г. Смоляков // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1972. - № 1. - С. 136-140.

36. Деформационное старение мартенсита с применением гидроэкструзии / Г. В. Курдюмов, Л. Ф. Верещагин, Р. И. Энтин [и др.] // ФММ. - 1970. - Т. 29, № 4. - С. 869873.

37. Стародубов, К. Ф. Упрочнение стали при деформационном старении мартенсита / К. Ф. Стародубов, А. Н. Касилов // МиТОМ. - 1974. - № 1. - С. 58-60.

38. Das Gupta, S. С. Strain tempering of martensitic and bainitic structures / S. C. Das Gupta, R. N. Roy // Journal of Scientific and Industrial Research. - 1973. - Vol. 32, № 12. - P. 720722.

39. Kalish, D. Structural Changes and Strengthening in the Strain Tempering of Martensite /

D. Kalish, M. Cohen // Material Science and Engineering. - 1970. - Vol. 17, № 3. - P. 156-166.

40. Swarr, Т. The effects of structure on the deformation of as-qucnched and tempered martensite in a Fe-0,2 pet С alloy / T. Swarr, G. Krauss // Metallurgical Transactions. - 1976.-Vol. 7A, № 1. -P. 41-48.

41. Zouhar, G. Thermomcchanische Behandlung - eine neue hocheffektive Verfahrenstechnik in der Metallurgie und metallverarbeiten den Industrie / G. Zouhar // Die Technik. -1976. - Bd. 31, № 6. - S. 393-396.

42. Блантер, M. E. Влияние углерода и холодной пластической деформации после закалки на свойства стали / М. Е. Блантер, С. Ш. Шамиев // МиТОМ. - 1965. - № 9. - С. 32-35.

43. Влияние отпуска на деформационное упрочнение мартенсита / А. Г. Васильева, Д. А. Прокошкин, Г. И. Ашмарина, В. Я. Келехсаев // Изв. вузов. Машиностроение. - 1969. -№ 10.-С. 152-158.

44. Упрочнение стали 26Х2НГСМ при пластической деформации в закаленном состоянии / Г. И. Ашмарина, А. Г. Васильева, В. Я. Келехсаев, Д. А. Прокошкин // Физика и химия обработки материалов. - 1968. - № 5. - С. 80-85.

45. Kula, Е. В. Thermomechanical treatment of steel / E. В. Kula, S. V. Radcliffe // Joural of Metals. - 1963. - Vol. 15, № 10. - P. 755-762.

46. Заяц, Л. Ц. Диспергирование структуры сталей в условиях интенсивного термического воздействия. Часть 1. Выбор оптимальной системы легирования / Л. Ц. Заяц, Д. О. Панов, Ю. Н. Симонов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2010. - № 11. -С. 13-19.

47. Блантер, М. Е. Теория термической обработки : учебник для вузов / М. Е. Блантер. - М. : Металлургия, 1984. - 328 с.

48. Бернштейн, М. Л. Отпуск стали / М. Л. Бернштейн, Л. М. Капуткина, С. Д. Прокошкин. - М.: Изд-во МИСиС, 1997. - 336 с.

49. Исайчев, И. В. Ориентация цементита в отпущенной углеродистой стали / И. В. Исайчев // ЖТФ. - 1947. - Т. 17, № 7. - С. 839-854.

50. Багаряцкий, Ю. А. Вероятный механизм распада мартенсита / Ю. А. Багаряцкий // ДАН СССР. - 1950. - Т. 73, № 6. - С. 1161-1164.

51. Гольдштейн, М. И. Специальные стали/ М. И. Гольдштейн, С. В. Грачев, Ю. Г. Векслер. -М. : Металлургия, 1985. -408 с.

52. Interpretation of a dilatometric anomaly previous to the ferrite-to-austenite transformation in a low carbon steel / T. De Cock [et al.] // Scripta Mater. - 2006. - № 54. -P. 949-954.

53. Табатчикова, Т. И. Перекристаллизация и возможность реализации бездиффузионного а—>у-превращения при сверхбыстром лазерном нагреве сталей / Т. И. Табатчикова // ФММ. - 2008. - Т. 105, № 3. - С. 294-318.

54. Горелик, С. С. Исследование процесса формирования зародышей рекристаллизации / С. С. Горелик, М. П. Усиков // ФММ. - 1964. - Т. 17, № 1. - С. 63-72.

55. Иванов, В. И. Возврат и рекристаллизация в металлах при быстром нагреве /

B. И. Иванов, К. А. Осипов. - М. : Наука, 1964. - 186 с.

56. Горелик, С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов : монография /

C. С. Горелик. - 2-е изд. - М. : Металлургия, 1978. - 568 с.

57. Бурке, Дж. Е. Успехи физики металлов. Т. 1. Металлургия / Дж. Е. Бурке, Д. Тарнбалл. -М. : Металлургиздат, 1956. - С. 368^156.

58. Рекристаллизация металлических материалов / под ред. Хесснера Ф. - М. : Металлургия, 1982. - 352 с.

59. Beck, P. A. The formation of recrystallization nuclei / P. A. Beck // Journal of Applied Physics. - 1949. - Vol. 20, № 6. - P. 633-634.

60. Голованенко, С. А. Двухфазные низколегированные стали / С. А. Голованенко, Н. М. Фонштейн. - М.: Металлургия, 1986. - 207 с.

61. Садовский, В. Д. Влияние скорости нагрева при электротермообработке на структуру и свойства сталей / В. Д. Садовский // Проблемы конструкционной стали. - М. ; JT. : ЛОНИТОМаш, 1949. - С. 204-219.

62. Садовский, В. Д. Влияние скорости нагрева на структурные превращения при электрозакалке стали / В. Д. Садовский, С. И. Ивановская // Труды ИФМ УФАН. - 1951. -№ 13.-С. 10-31.

63. Физические основы электротермического упрочнения стали / В. Н. Гриднев, Ю. Я. Мешков, С. П. Ошкарев, В. И. Труфилов. - Киев: Наукова думка, 1973. - 335 с.

64. Oliveira, F. L. G. Kinetics of austenite formation during continuous heating in a low carbon steel / F. L. G. Oliveira, M. S. Andrade, A. B. Cota // Materials Characterization. - 2007. -№ 58.-P. 256-261.

65. Критические точки при быстром нагреве деформированной стали / В. Н. Гриднев, О. М. Ивасишин, Ю. Я. Мешков, С. П. Ошкадеров // Металлофизика. - 1975. -Вып. 61.-С. 98-100.

66. Дьяченко, С. С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах / С. С. Дьяченко. - М. : Металлургия, 1982. - 128 с.

67. Браташевский, А. Ю. Влияние дислокационной структуры стали 20 на положение критической точки Aci / А. Ю. Браташевский, С. С. Дьяченко // Вопросы металловедения и

термической обработки : межвуз. сб. науч. тр. (№ 196).- Пермь : Изд-во Перм. ун-та, 1977. — С. 30-33.

68. Formation of the structure and properties of a low-carbon martcnsitic steel 12KH2G2NMFT upon quenching / S. S. Yugai, L. M. Kleiner, A. A. Shatsov, N. N. Mitrokhovich // The Physics of Metals and Metallography. - 2004. - Vol. 97, iss. 1. - P. 98-103.

69. Formation of austenite in initially quenched low-carbon steels of different alloying systems in the intercritical temperature interval / L. Ts. Zayats, D. O. Panov, Yu. N. Simonov [et al.] // The Physics of Metals and Metallography. - 2011. - Vol. 112, iss. 5. - P. 480^187.

70. Shear-induced a—*y transformation in nanoscale Fe-C composite / Yu. Ivanisenko [et al.] // Acta Mater. - 2006. - № 54. - P. 1659-1669.

71. Горностырев, Ю. H. Микроскопические механизмы гетерогенного зарождения новой фазы при полиморфном ГЦК-ОЦК-превращении / Ю. Н. Горностырев // Фазовые и структурные превращения в стали : сб. науч. тр. - Магнитогорск: Изд-во Магнитогорского дома печати, 2008.-С. 31-57.

72. Кваша, А. В. О влиянии размера зерна на торможение альфа—»гамма-превращения при непрерывном нагреве сталей / А. В. Кваша, В. С. Дьяченко, С. С. Дьяченко // МиТОМ. — 1988.-№4.-С. 12-17.

73. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагреве конструкционной стали в межкритическом интервале / Т. И. Чащухина [и др.] // ФММ. - 1999. -Т. 87, № 1.-С. 64-71.

74. Липчин, Н. Н. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева / Н. Н. Липчин // МиТОМ. - 1990. - № 11. -С. 8-11.

75. Зельдович, В. И. Три механизма образования аустенита и структурная наследственность в сплавах железа / В. И. Зельдович // МиТОМ. - 2008. - № 9. - С. 40-47.

76. Морфология образования гамма-фазы в сплаве викаллой 1 / В. И. Зельдович [и др.] //ФММ, - 1975.-Т. 40, № 1.-С. 143-152.

77. Зельдович, В. И. Образование аустенита в низкоуглеродистых железоникелевых сплавах / В. И. Зельдович, И. В. Хомская, О. С. Ринкевич // ФММ. - 1992. - № 3. - С. 5-28.

78. О структурном механизме образования у-фазы в железоникелевом сплаве с реечным мартенситом / В. И. Зельдович [и др.] // ФММ. - 1977. - Т. 43, № 4. - С. 833-844.

79. Счастливцев, В. М. Электронно-микроскопические исследования аустенита при нагреве конструкционной стали / В. М. Счастливцев, Н. В. Копцева // ФММ. - 1976. - Т. 42, № 4. - С. 837-847.

80. Дьяченко, С. С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм и влияние на свойства / С. С. Дьяченко // МиТОМ. - 2000. - № 4. - С. 14-19.

81. Печеркина, Н. JI. О наследовании дислокационной структуры при ОЦК-ГЦК-превращении в процессе нагрева / Н. J1. Печеркина, В. В. Сагарадзе, Т. П. Васечкина // ФММ. -1988. - Т. 66, № 4. - С. 750-758.

82. Лазерный нагрев и структура стали : атлас микроструктур / В. Д. Садовский, В. М. Счастливцев, Т. И. Табатчикова, И. Л. Яковлева. - Свердловск: Уральский рабочий, 1989. - 102 с.

83. Фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях / Л. М. Клейнер, Д. М. Ларинин, Л. В. Спивак, А. А. Шацов // ФММ. - 2009. - Т. 108, №2.-С. 161-168.

84. Chang, М. Kinetics of bainite-to-austenite transformation during continuous reheating in low carbon microalloyed steel / M. Chang, H. Yu // International Journal of Minerals, Metallurgy and Materials. - 2013. - Vol. 20, № 5. - P. 427^132.

85. Кидин, И. H. Физические основы электротермической обработки металлов и сплавов / И. Н. Кидин. - М : Металлургия, 1969. - 376 с.

86. Growth of austenite from as-quenched martensite during intercritical annealing in an Fe-0.1C-3Mn-1.5Si alloy / R. Wei, M. Enomoto, R. Hadian, H. S. Zurob, G. R. Purdy// Acta Materialia. - 2013. - № 61. - P. 697-707.

87. Effect of heating rate on ferrite recrystallization and austenite formation of cold-roll dual phase steel / P. Li, J. Li, Q. Meng, W. Hu, D. Xu // Journal of Alloys and Compounds. - 2013. -№ 578. - P. 320-327.

88. Huang, J. Austenite Formation during Intercritical Annealing / J. Huang, W. J. Poole, M. Militzer // Metallurgical and materials transactions A. - 2004. - Vol. 35A. - P. 3363-3375.

89. Recrystallization and formation of austenite in deformed lath martensitic structure of low carbon steels / M. Tokizane, N. Matsumura, K. Tsuzaki, T. Maki, I. Tamura // Metallurgical transactions A. - 1982. - Vol. 13A.-P. 1379-1388.

90. Чернов, Д. К. Избранные труды по металлургии и металловедению / Д. К. Чернов. - М. : Наука, 1983. - 448 с.

91. Бокштейн, С. 3. Строение и свойства металлических сплавов / С. 3. Бокштейн. -М. : Металлургия, 1971.-496 с.

92. Кайбышев, О. А. Сверхпластичность промышленных сплавов / О. А. Кайбышев. -М. : Металлургия, 1984. - 264 с.

93. Валиев, Р. 3. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией / Р. 3. Валиев, И. В. Александров. - М. : Логос, 2000. - 272 с.

94. Lee, D. The nature of superplastic deformation in the Mg-Al eutectic / D. Lee // Acta Met. - 1969. - Vol. 17, № 8. - P. 1057-1069.

95. Структурные и фазовые превращения в наноструктурной стали 10Г2ФТ в ходе холодной деформации кручением под давлением и последующего нагрева / Е. Г. Астафурова, С. В. Добаткин, Е. В. Найденкин, С. В. Шагалина, Г. Г. Захарова, Ю. Ф. Иванов // Российские нанотехнологии. - 2009. - № 1-2. - С. 162-173.

96. Кейн, P. X. Рекристаллизация и измельчение зерна / P. X. Кейн, Н. Дж. Грант // Сверхмелкое зерно в металлах. - М. : Металлургия, 1973. - С. 164-181.

97. Баранов, А. А. Фазовые превращения и термоциклирование металлов /

A. А. Баранов. - Киев : Наукова думка, 1974. - 232 с.

98. Growth behavior of ultrafine austenite grains in microalloyed steel / L. Du, S. Yao, X. Liu, G. Wang // Acta Metallurgica Sinica (English letters). - 2009. - V. 22. - № 1. - P. 7-12.

99. Федюкин, В. К. Метод термоциклической обработки металлических материалов /

B. К. Федюкин. - Л., 1979. - 22 с.

100. Упрочнение сталей / Н. А. Бородина [и др.]. - Свердловск : Металлургиздат, 1960.-264 с.

101. Физические основы термоциклической обработки стареющих сплавов/ Р. Л. Тофпенец [и др.]. - Минск : Навука i тэхшка, 1992. - 190 с.

102. Перкас, М. Л. Высокопрочные мартенситостареющие стали / М. Л. Перкас, В. М. Кардонский. - М. : Металлургия, 1970. - 224 с.

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

104. Grange, R. A. Strengthening steel by austenite grain refinement / R. A. Grange // Trans. Quart. ASM. - 1966. - Vol. 59. - P. 26-47.

105. Портер, Л. Ф. Регулирование размера зерна путем термоциклирования / Л. Ф. Портер, Д. С. Добковски // Сверхмелкое зерно в металлах : пер. с англ. - М. : Металлургия, 1973.-С. 135-164.

106. Штейнберг M. М., Трифонов Г. А., Мирмельштейн В. А. Влияние термического наклепа на структуру и свойства жаропрочных сплавов // ФММ. - 1967. - Т. 23, № 2. - С. 336338.

107. Васильев, В. В. Влияние термоциклической обработки на механические свойства мартенситостареющих сталей / В. В. Васильев, В. В. Осташев // Проблемы материаловедения теплоэнергетического оборудования атомных станций. - Л., 1984. - С. 82-85.

108. Малоцикловая ударная вязкость стали Н18К9М5Т с двухфазной (а+у)-структурой / И. В. Пестов, А. Я. Малолетнев, М. Д. Перкас, А. Ф. Еднерал // МиТОМ. - 1981. — №4.-С. 28-31.

109. Ряпосов, И. В. Формирование нано- и субмикронных размеров характерных элементов структуры сплавов железа термическим воздействием / И. В. Ряпосов, JI. М. Клейнер, А. А. Шацов // Перспективные технологии и материалы. - Пермь : Изд-во Перм. гос. техн. ун-та, 2008. - С. 386^110.

110. Dependence of martensite start temperature on fine austenite grain size / A. Carsia-Junceda [et al.] // Scripta mater. - 2008. -№ 58. - С. 134-137.

111. Капуткин, Д. Е. Неравновесные состояния структуры закаленных многокомпонентных сплавов железа и их приближение к равновесию / Д. Е. Капуткин // Фундаментальные проблемы современного металловедения. - 2007. - Т. 4, № 1. - С. 58-65.

112. Заяц, JT. Ц. Структурная наследственность и перекристаллизация при «быстрой» аустенитизации системно легированных сталей / JL Ц. Заяц, Д. О. Панов, М. Г. Закирова // МиТОМ. - 2008. - № 10. - С. 18-23.

113. Пат. 2477333 РФ. С 22 С 38/38. Низкоуглеродистая легированная сталь / Симонов Ю. Н., Панов Д. О., Симонов М. Ю., Касаткин А. В., Подузов Д. П. - 2013, Бюл. № 7.

114. Попов, А. А. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита: Справочник термиста / А. А. Попов, JL Е. Попова. - М. ; Свердловск : Машгиз, 1961. -430 с.

115. Химушин, Ф. Ф. Нержавеющие стали / Ф. Ф. Химушин. - М. : Металлургия, 1967. - 798 с.

116. Исаченко, В. П. Теплопередача / В. П. Исаченко, В. А. Осипова, А. С. Сукомел. — М. : Энергоиздат, 1987.-416 с.

117. Смитлз К. Дж. Металлы : пер. с англ. / К. Дж. Смитлз. - М. : Металлургия, 1980. -

447 с.

118. ГОСТ 5639-82. Стали и сплавы. Методы выявления и определения величины зерна. -М. : Изд-во стандартов, 1983. - 17 с.

119. Утевский, JI. М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении/ J1. М. Утевский. - М. : Металлургия, 1973. - 584 с.

120. ГОСТ 9450-76. Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников. - М.: Издательство стандартов, 1993. - 33 с.

121. ГОСТ 1497-84. Металлы. Методы испытаний на растяжение. - М. : Стандартинформ, 2005. - 37 с.

122. ГОСТ 9454-78. Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах. - М. : Изд-во стандартов, 2002. — 26 с.

123. Романов, П. В. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении стали: атлас термокинетических диаграмм. Ч. 1: Термокинетический метод исследования превращений аустенита / П. В. Романов, В. П. Радченко. - Новосибирск : Изд-во Сиб. отд-я АН СССР, 1960.-51 с.

124. Interpretation of a dilatometric anomaly previous to the ferrite-to-austenite transformation in a low carbon steel / T. D. Cock, C. Capdevila, F. G. Caballero, С. G. Andrers // Scripta Materialia. - 2006. - Vol. 54. - P. 949-954.

125. Гладштейн, JI. И. Дилатометрический анализ кинетики полиморфного превращения при нагреве стали / Л. И. Гладштейн, Т. Н. Риваненок, А. В. Христов // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2008. - № 6. - С. 36-39.

126. Леонтьев, П. А. Метод обработки первичных дилатометрических данных, полученных в условиях высокоскоростных нагрева и охлаждения / П. А. Леонтьев, Ю. Н. Симонов, Д. О. Панов // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2014. — Т. 80. № 6. -С. 45-48.

127. Эволюция структуры и свойств при интенсивной термоциклической обработке холоднодеформированной закаленной системно-легированной стали ЮХЗГЗМФ / Д. О. Панов, А. Н. Балахнин, М. Г. Титова, Е. Н. Орлова, А. И. Смирнов, Ю. Н. Симонов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2012. - № 11. - С. 17-22 (0,58 п.л. / 0,50 пл.).

128. Диспергирование закаленной низкоуглеродистой стали при холодной пластической деформации и последующей интенсивной термической обработке / Д. О. Панов, А. Н. Балахнин, А. С. Перцев, А. И. Смирнов, М. Ю. Симонов // Известия вузов. Черная металлургия. - 2013. - № 9. - С. 57-61.

129. Попов, А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах / А. А. Попов. - М. : Металургиздат, 1963.-311 с.

130. Панов, Д. О. Дилатометрические исследования процессов формирования аустенита при непрерывном нагреве низкоуглеродистой стали / Д. О. Панов, Ю. Н. Симонов // XV Международная научно-техническая Уральская школа-семинар металловедов — молодых ученых : сб. науч. тр. междунар. науч.-техн. конф., г. Екатеринбург, 08-12 декабря 2014 г.Екатеринбург : Изд-во УрФУ, 2014. - С. 42-45.

131. Панов, Д.О. Дилатометрические исследования процессов аустенитизации в межкритическом интервале температур закаленной и высокоотпущенной низкоуглеродистой стали [Электронный ресурс] / Д. О. Панов // Современные проблемы науки и образования. -2014. -№ 6 - URL: www.science-education.ru/120-16033 (дата обращения 24.12.2014).

132. Черепиц, В. Т. Экспериментальная техника в физическом металловедении /

B. Т. Черепин. - Киев : Техника, 1968. - 280 с.

133. Юрьев, С. Ф. Удельные объемы фаз в мартенситном превращении аустенита /

C. Ф. Юрьев. - М. : Металлургиздат, 1950. - 248 с.

134. Yang, J. R. Continuous Heating Transformation of Bainite to Austenite / J. R. Yang; H. K. D. H. Bhadeshia // Materials Science and Engineering A. - 1991. - 131 - P. 99-113.

135. Calculation of austenite formation kinetics of copper-bearing steel during continuous heating / D. Li, Y. Min, X. Wu // Journal of iron and steels research. International. - 2010. - №11. P. 62-66.

136. Formation of austenite in initially quenched low-carbon steels of different alloying systems in the intercritical temperature interval / L. Ts. Zayats, D. O. Panov, Yu. N. Simonov // Physics of metals and metallography. - 2011. - Vol. 112, № 5. - P. 480-487.

137. Штремель, M. А. Строение и прочность пакетного мартенсита / М. А. Штремель, Ю. Г. Андреев, Д. А. Козлов // МиТОМ. - 1999. - № 4. - С. 10-15.

138. Формирование структуры низколугировнной трубной стали при нагреве в межкритическом интервале температур / А. Н. Маковецкий, Т. И. Табатчикова, И. JI. Яковлева, Н. А. Терещенко, Д. А. Мирзаев // Физика металлов и металловедение. - 2012. - Т. 113, № 7. — С. 744-755.

139. Бокштейн, Б. С. Диффузия в металлах / Б. С. Бокштейн. - М. : Металлургия, 1978.-248 с.

140. Nanostructuring of low-carbon steels by heat treatment techniques / Yu. N. Simonov, D. O. Panov, A. N. Balakhnin, A. I. Smirnov // Journal of Materials Science and Technology. - 2013. -Vol. 21. №3,-P. 139-148.

141. Бокштейн, Б. С. Диффузия атомов и ионов в твердых телах / Б. С. Бокштейн, А. Б. Ярославцев. - М. : Изд-во МИСиС, 2005. - 362 с.

142. Structural heredity in low-carbon martensitic steels / S. S. Yugai, L. M. Kleiner, A. A. Shatsov, N. N. Mitrokhovich // Metal science and heat treatment. - 2004- V. 46. - № 11 - 12. -P. 539 - 544.

143. Панов, Д. О. Этапы образования аустенита в исходно холоднодеформированной низкоуглеродистой стали при непрерывном нагреве в межкритическом интервале температур / Д. О. Панов, Ю. Н. Симонов, JT. В. Спивак, А. И. Смирнов // Инновационные технологии в машиностроении и материаловедении: сб. тез. науч.-практ. конф. с междунар. участием, г. Пермь, 29 сентября - 3 октября 2014 г. - Пермь : Изд-во Перм. нац. исслед. политехи, ун-та, 2014.-С. 125-127.

144. Липчин, Н. Н. Структурный механизм превращений при нагреве стали / Н. Н. Липчин, С. А. Коковякина // МиТОМ. - 1970. - № 9. - С. 2 - 7.

145. А. с. № 1523951. G01N 1/32. Реактив для травления нержавеющих мартенситных сталей / А.Ю. Биньковская - 1989. Бюл. № 43.

146. Определение величины зерна в высокопрочных сталях мартенситного класса / Л. М. Клейнер, Л. Д. Пимкина, А. Н. Рязанова, О. В. Флент // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 1966. - № 4. - С. 457.

147. Быкова, П. О. Выявление границ аустенитных зерен в сталях с мартенситной структурой методом окисления / П. О. Быкова, Л. Ц. Заяц, Д. О. Панов // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2008. - Т. 74. - № 6. - С. 42^15.

148. Пат. 2498262 РФ. G01N 1/32, G01N 33/20. Способ контроля структурного состояния закаленных низкоуглеродистых сталей / Симонов Ю. Н., Панов Д. О., Симонов М. Ю., Подузов Д. П., Смирнов А. В. - 2013, Бюл. № 31. - 13 с.

149. Беккерт, М. Способы металлографического травления / М. Беккерт, X. Клемм. — М. : Металлургия, 1988. - 400 с.

150. Симонов, Ю. Н. Структурные аспекты прочности и трещипостойкости низкоуглеродистых конструкционных сталей : дис. ... д-ра техн. наук: 05.02.01 / Ю. Н. Симонов. — Пермь, 2004. - 383 с.

151. Панов, Д. О. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистой стали при комплексной механотермической обработке / Д. О. Панов, А. Н. Балахнин, Ю. Н. Симонов // Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: материалы XXII Уральской школы металловедов-термистов, г. Оренбург, 02-06 февраля 2014 г. - Орск : Изд-во ОГТИ (филиала) ОГУ, 2014. - С. 99-100.

152. Зависимость уровня ударной вязкости конструкционной низкоуглеродистой стали от характера распределения микротвердости по сечению / А. Н. Балахнин, Д. О. Панов, Ю. Н. Симонов, А. А. Никулина // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). -2013.-№ 1.-С. 18-21.

153. Тюрин, В. А. Ковка на радиально-обжимных машинах / В. А. Тюрин, В. А. Лазоркин, И. А. Поспелов. - М. : Машиностроение, 1990. - 256 с.

154. Георгиев, М. Н. Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов : монография / М. Н. Георгиев, Ю. Н. Симонов. - Пермь : Изд-во Перм. нац. исслед. политехи, ун-та, 2013. -419 с.

155. Гольдштейн, М. И. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали / М. И. Гольдштейн, В. В. Попов. - М. : Металлургия, 1989. - 200 с.

156. Заяц, JI. Ц. Диспергирование структуры сталей в условиях интенсивного термического воздействия. Часть 2. Исследование влияния системы легирования на эволюцию структуры при аустенитизации / JI. Ц. Заяц, Д. О. Панов, Ю. Н. Симонов// МиТОМ. - 2010. -№ 11.-С. 20-25.

157. Панов, Д. О. Исследование процессов собирательного роста зерна аустенита в низкоуглеродистых мартенситных сталях / Д. О. Панов, А. И. Балахнин, М. Г. Титова // Инновационные технологии в машиностроении: материалы междунар. науч.-практ. конф., г. Пермь, 24-25 мая 2012 г. : сб. материалов. - Пермь : Изд-во Перм. нац. исслед. политехи, ун-та, 2012.-С. 115-117.

158. Ряпосов, И. В. Формирование ультрамелкокристаллической структуры термическим воздействием на низкоуглеродистые мартенситные стали и магнитные метариалы системы железо-хром-кобальт : дис. ... к-та техн. наук: 05.16.01 / И. В. Ряпосов. — И. Новгород, 2010.-187 с.

159. Исследование склонности к перегреву сталей систем легирования ХЗГЗМФС и ХНЗМФС [Электронный ресурс] / А. А.Абросимова, Р. А. Вагин, Д. О. Панов, Ю. Н. Симонов // Современные проблемы науки и образования. - 2014. - № 6. - URL: www.science-education.ru/120-16034.