Дипломы, курсовые, рефераты, контрольные...
Срочная помощь в учёбе

Диспергирование низкоуглеродистой стали при многократной скоростной аустенитизации для повышения комплекса механических свойств

Диссертация: Диспергирование низкоуглеродистой стали при многократной скоростной аустенитизации для повышения комплекса механических свойств
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Повышение уровня характеристик прочности и надежности сталей со структурой пакетного мартенсита возможно за счет измельчения структуры. При реализации диспергирования структуры проявляется зерногранично-субструктурный механизм упрочнения, что приводит к одновременному повышению уровня прочности и сопротивления хрупкому разрушению. Этот механизм заключается в уменьшении размеров элементов… Читать ещё >

Содержание

  • Глава 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР
    • 1. 1. Мартенситные превращения и пакетный мартенсит в сталях
    • 1. 2. Процессы отпуска в сталях со структурой пакетного мартенсита
    • 1. 3. Процессы аустенитизации сталей со структурой пакетного мартенсита в межкритическом интервале температур
      • 1. 3. 1. Образование и рост зародышей аустенита
      • 1. 3. 2. О явлении наследственности
    • 1. 4. Рекристаллизация наклепанного аустенита
      • 1. 4. 1. Возврат
        • 1. 4. 1. 1. Отдых
        • 1. 4. 1. 2. Полигонизация
      • 1. 4. 2. Рекристаллизация
        • 1. 4. 2. 1. Первичная рекристаллизация
        • 1. 4. 2. 2. Собирательная рекристаллизация
        • 1. 4. 2. 3. Вторичная рекристаллизация
      • 1. 4. 3. Изменения свойств при возврате и рекристаллизации
    • 1. 5. Система легирования и карбидообразование
      • 1. 5. 1. Понятие термодинамической активности углерода в железе
      • 1. 5. 2. Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените
      • 1. 5. 3. Растворение карбидных фаз в аустените
      • 1. 5. 4. Влияние системного легирования на образование карбидов при горячей деформации аустенита
      • 1. 5. 5. Растворимость карбидов элементов 1У-У групп в аустените сталей различного состава
    • 1. 6. Диспергирование структуры и термоциклическая обработка конструкционных сталей
      • 1. 6. 1. Методы диспергирования структуры компактных материалов
      • 1. 6. 2. Факторы и процессы термоциклической обработки
      • 1. 6. 3. Режимы и классификация термоцикличекой обработки
    • 1. 7. Постановка цели и задач
  • Глава 2. Материалы и методики эксперимента
    • 2. 1. Материалы эксперимента
    • 2. 2. Методика скоростной аустенитизации
    • 2. 3. Матодики исследований
      • 2. 3. 1. Методика металлографических исследований
      • 2. 3. 2. Методика электроно-микроскопических исследований
      • 2. 3. 3. Методика дилатометрических исследований
      • 2. 3. 4. Методика дюрометрических исследований
      • 2. 3. 5. Методика испытаний на одноосное растяжение
      • 2. 3. 6. Методика испытания на ударную вязкость
      • 2. 3. 7. Методика электроннофрактографических исследований
      • 2. 3. 8. Методика анализа дифракции отраженных электронов
  • Глава 3. Исследование процессов аустенитизации в области межкритического интервала в сталях 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА с исходной мартенситной структурой
    • 3. 1. Исследование исходного состояния сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА
    • 3. 2. Разработка метода анализа дилатометрических кривых
    • 3. 3. Закономерности а—>у-превращения в сталях различных систем легирования в изотермических условиях
    • 3. 4. Исследование а—"у-превращения в сталях различных систем легирования при непрерывном нагреве

Диспергирование низкоуглеродистой стали при многократной скоростной аустенитизации для повышения комплекса механических свойств (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

В условиях современного рынка машиностроение нуждается в разработке новых материалов и технологий, которые обеспечат получение высокого уровня прочности, надежности и долговечности. Это позволит увеличить срок эксплуатации механизмов и конструкций при снижении материалоемкости, а также снизить ущерб от возможных отказов деталей машин и элементов металлических сооружений.

Самыми распространенными конструкционными материалами в современном машиностроении являются сплавы на основе железа, т. е. стали. Среди конструкционных сталей массового применения наилучшим сочетанием характеристик прочности и надежности обладают стали со структурой пакетного мартенсита [1]. Наиболее яркими представителями таких материалов являются мартенситостареющие и низкоуглеродистые мартенситные стали.

Мартенситостареющие стали [2], разработанные в США в 60-х годах прошлого века, обладают высоким комплексом механических свойств и высокой технологичностью, но они содержат в большом количестве дефицитные и дорогостоящие элементы. Поэтому использование сталей этого класса экономически оправдано для изготовления деталей с высокой удельной прочностью в авиационной или космической промышленности.

Низкоуглеродистые мартенситные стали (НМС) были разработаны в 6070 годах двадцатого века Р. И. Энтиным, Л. М. Клейнером, Л. И. Коган [3, 4]. Эти стали имеют высокую устойчивость переохлажденного аустенита в области «нормального» и бейнитного превращений, а после закалки обладают структурой низкоуглеродистого мартенсита. Стоит отметить высокую технологичность сталей этого класса сталей: наряду с высокой прокаливаемостью, они обладают хорошей свариваемостью, обрабатываемостью давлением в горячем и холодном состоянии, способностью к химико-термической обработке и т. д. Перечисленные преимущества сочетаются с экономным легированием, а, следовательно, и невысокой стоимостью.

Повышение уровня характеристик прочности и надежности сталей со структурой пакетного мартенсита возможно за счет измельчения структуры [5]. При реализации диспергирования структуры проявляется зерногранично-субструктурный механизм упрочнения, что приводит к одновременному повышению уровня прочности и сопротивления хрупкому разрушению. Этот механизм заключается в уменьшении размеров элементов структуры и субструктуры металлических материалов. В современном металловедении выделяют три группы методов диспергирования структуры компактных металлических материалов: интенсивная пластическая деформация (ИПД), термомеханическая (ТМО) и термоциклическая обработка (ТЦО).

Для измельчения зеренной структуры сталей методами ТЦО необходима многократная последовательная реализация процессов фазового наклепа и первичной рекристаллизации. Фазовый наклеп реализуется в процессе закалки на мартенсит, который образуется в пределах зерен аустенита и фрагментирует их. Измельчение аустенитного зерна перед закалкой возможно только в случае наследования аустенитом при нагреве исходной высокой плотности дислокаций, развития первичной и подавления собирательной рекристаллизации, причем для получения однородной структуры пакетного мартенсита необходимо минимизировать негомогенность аустенита, которая возникает в процессе нагрева в межкритическом интервале температур (МКИ).

В МКИ существенную роль играют процессы диффузионного перераспределения углерода и легирующих элементов, что может сказаться на изменении термической стабильности фаз [6], а, следовательно, и на технологичности и уровне механических свойств материала. Для уменьшения неоднородности системы по химическому составу за счет диффузионных процессов необходимо за счет системного легирования снизить химическую неоднородность исходной структуры, а главное повысить стойкость стали к развитию процессов диффузионного характера. Это позволит получить однородный по легирующим элементам и углероду аустенит к моменту выдержки в надкритической области.

Самопроизвольные процессы диффузионного характера в сталях такие, как снижение плотности дефектов кристаллического строения при нагреве, собирательный рост зерен и расслоение по химическому составу, приводят к снижению свободной энергии системы и, как следствие, падению уровня механических характеристик [7]. Всю совокупность этих явлений можно определить термином — диффузионная релаксация состояния. Естественно, что уровень сопротивления той или иной стали диффузионной релаксации состояния определяется её химическим составом или, точнее, системой легирования.

Относительной химической однородностью в низкоуглеродистых сталях обладает структура пакетного мартенсита. Высокой стойкостью к диффузионной релаксации при охлаждении, как показано в работе [8], обладают некоторые низкоуглеродистые мартенситные стали, например 12Х2Г2НМФТ, что проявляется в аномально высокой устойчивости переохлажденного аустенита в областях перлитного и бейнитного превращений, т. е. при температурах, где развиваются превращения с участием диффузионных процессов. Это позволяет в широком интервале варьирования температурно-временных параметров охлаждения получать структуру пакетного мартенсита. Такие явления наблюдаются в сталях со сбалансированным или системным легированием, в которых существенно снижена активность углерода [9]. Обратная картина наблюдается низкоуглеродистых сталях с повышенным содержанием никеля, например 12ХНЗА [10], в которой устойчивость переохлажденного аустенита несопоставимо ниже, чем в стали 12Х2Г2НМФТ, что является следствием высокой активности углерода в присутствии повышенного содержания никеля и недостатка карбидообразующих элементов [И].

Система легирования, по-видимому, играет значительную роль во всех фазовых и структурных превращениях при нагреве и охлаждении легированных сталей. Выявление закономерностей процессов аустенитизации при нагреве под закалку в низкоуглеродистых сталях различных систем легирования позволит получать высокодисперсные состояния с уникальным комплексом механических свойств.

Таким образом, для реализации диспергирования структуры конструкционных сталей методами ТЦО необходимо знание закономерностей влияния различных систем легирования на процессы аустенитизации при скоростном нагреве и выдержке сталей с исходной структурой пакетного мартенсита.

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: аналитическая ведомственная целевая программа «Развитие потенциала высшей школы» з/н 1.18.08 «Наноструктурирование системно легированных сплавов железа в условиях скоростного циклического термического воздействия» (2008;2010 г. г.) — в рамках лота НК-767П-10 федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» (2010 г.) по темам «Измельчение структуры низкоуглеродистых сталей до наноуровня при использовании технологии скоростной термоциклической обработки» в НГТУ, г. Новосибирск и «Влияние структуры аустенита на превращения при охлаждении и свойства низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой» в БелГУ, г. Белгород.

5.4 Общие выводы по главе 5.

По результатам исследования процессов термоциклической обработки стали 12Х2Г2НМФТ различными методами можно сделать следующие выводы:

1. ТЦО на температуру 800 °C приводит к получению двухфазного состояния — исходная релаксированная а-фаза и свежезакаленный мартенсит, результатом чего является падение прочностных характеристик. ТЦО на 900 и 1000 °C приводит к получению однофазной структуры — свежезакаленного мартенсита. Снижение характеристик прочности при циклировании на 900 и на 1000 °C не наблюдается, что связано с полной аустенитизацией в процессе нагрева.

2. После 5 циклов на 1000 °C зерно измельчается до 10 мкм, а на 900°Сдо 1,5 мкм. Внутри диспергированных зерен наблюдается реечная фрагментация, средний поперечный размер реек при измельчении аустенитного зерна с 18 мкм до 1,5 мкм уменьшается более чем в 3 раза (с 250 нм до 80 нм).

3. Смещение положения мартенситной точки (Мн) в результате ТЦО происходит в результате диспергирования зеренной структуры аустенита, так при ТЦО на 900 °C происходит измельчение аустенитного зерна после 3-х циклов и стабилизация его размера на последующих циклах. Циклирование на 1000 °C приводит к измельчению зерна после первого цикла, а при дальнейшем циклировании средний размер зерна остается практически неизменным.

4. Показано, что многократная быстрая аустенитизация при ТЦО на 900 °C стали 12Х2Г2НМФТ приводит к взаимозависимому снижению критических точек Ас1 иМ"с последующей стабилизацией их положениято есть если при нагреве в цикле N наблюдается снижение температуры начала аустенитизации (Ас]) относительно нагрева в цикле (N-1), то при этом в цикле N наблюдается и снижение температуры начала мартенситного превращения (Мн) относительно охлаждения в цикле (N-1). При стабилизации положения АС1 относительно предыдущего цикла наблюдается стабилизация Мн.

5. При ТЦО на 900 и на 1000 °C наблюдается тенденция к росту предела текучести (аод) при увеличении количества циклов, что связано с диспергированием структуры на первых циклах, увеличением однородности зеренной структуры и изменением разориентировок аустенитных зерен при последующих.

6. Наилучший комплекс механических свойств получен при циклировании на 900 °C, 5 циклов: а0,2=1250 МПа, ав=1410 МПа, 8=14%, у=62%, КСТ=81 Дж/см2. В результате этого режима обработки удалость повысить предел текучести (а0,2) на 16%, а ударную вязкость (КСТ) в два раза по сравнению с исходным состоянием.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

По результатам исследований можно сделать следующие основные выводы:

1. Экспериментально показано, что в условиях скоростного нагрева и последующей кратковременной изотермической выдержки в МКИ сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА образование зародышей аустенита происходит по мартенситному механизму независимо от уровня сопротивления стали диффузионной релаксации (СДР), а последующий рост зародышей аустенита определяется доминирующим направлением диффузионных потоков углерода в структуре: в стали с высоким СДР (12Х2Г2НМФТ) развитие зародышей аустенита происходит преимущественно в плоскости границ и субграниц, тогда как в стали с низким СДР (12ХНЗА) аустенитные зародыши растут более равномерно во всех направлениях.

2. Установлено, что, независимо от склонности стали к диффузионной релаксации, при непрерывном нагреве низкоуглеродистых сталей 12Х2Г2НМФТ и 12ХНЗА с исходной структурой пакетного мартенсита с увеличением скорости нагрева в интервале 0,6 — 90 7с происходит расширение температурного интервала а—>у-превращения, обусловленное снижением Ас1 и повышением Ас3.

3. Определено, что при изотермических выдержках в МКИ после скоростного нагрева кинетическая кривая образования аустенита в исходно закаленной стали с низким сопротивлением диффузионной релаксации (12ХНЗА) носит ярко выраженный экстремальный характер, а в стали с высоким сопротивлением диффузионной релаксации (12Х2Г2НМФТ) экстремальный характер кинетической кривой практически отсутствует. Это связано с формированием метастабильного аустенита в высокодефектной исходной а-фазе и последующим его распадом вследствие активного протекания процессов релаксации высокодефектного состояния материнской фазы в стали 12ХНЗА, что определяется уровнем устойчивости данной стали к процессам диффузионной релаксации высокодефектного состояния.

4. Изучена кинетика процессов первичной и собирательной рекристаллизации в перегретых системно легированных сталях и установлено, что для реализации первичной рекристаллизации при температуре нагрева 900 °C при быстрой аустенитизации с измельчением аустенитного до 3 — 5 мкм достаточно 20 с — для стали 12Х2Г2НМФТ- 40 сдля сталей 17Х2Г2НМФТБ и 15Х2Г2НМФБ.

5. Показано, что многократная быстрая аустенитизация при ТЦО на 900 °C стали 12Х2Г2НМФТ приводит к взаимозависимому снижению критических точек АС] и Мн с последующей стабилизацией их положениято есть, если при нагреве в цикле N наблюдается снижение температуры начала аустенитизации (АС1) относительно нагрева в цикле (N-1), то при этом в цикле N наблюдается и снижение температуры начала мартенситного превращения (Мн) относительно охлаждения в цикле (N-1).

6. Установлено, что наилучший комплекс механических свойств получен при скоростной термоциклической обработке стали 12Х2Г2НМФТ на 900 °C, 5 циклов: о0>2=1253 МПа, ов=1410 МПа, 8=14%, у=62%, КСТ=81 Дж/см2. В результате этого режима обработки удалость повысить предел текучести (аод) на 16%, а ударную вязкость (КСТ) в два раза по сравнению с исходным состоянием. В результате такой обработки размер бывшего аустенитного зерна уменьшился с 15 до 1,5 мкм, при этом в структуре наблюдаются однопакетные зерна со средним поперечным размером реек не более 80 нм.

7. Разработаны и использованы в исследованиях методика анализа дилатометрических кривых для исследования кинетики процессов фазовых превращений и метод окисления-травления для выявления границ бывших аустенитных зерен в низкоуглеродистых сталях с мартенситной структурой.

Показать весь текст

Список литературы

  1. H.H., Симонов Ю. Н., Клейнер JIM. Технологичность и конструкционная прочность низкоуглеродистых сталей с мартенситной структурой: Учеб. Пособие / Перм.гос.техн.ун-т. Пермь, 2004. — 123 с.
  2. Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972. 208 с.
  3. Р.И., Коган Л. И., Клейнер JI.M. Теоретичекие основы разработки низкоуглеродистых мартенситных сталей. В кн.: Новые конструкционные стали и сплавы и методы упрочнения. М.: Знание, 1984, С. 3−6.
  4. JI.M., Пиликина Л. Д., Толчина И. В. Теоретические основы, разработка и внедрение низкоуглеродистых мартенситных сталей // современные достижения в области металловедения и термообработки. Перм. политехи, инст-т. Пермь, 1985. С. 18 24.
  5. H.H. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева // МиТОМ. 1990. — № 11. — С. 8−11.
  6. Д.Е. Неравновесные состояния структуры закаленных многокомпонентных сплавов железа и их приближение к равновесию // Фундаментальные проблемы современного металловедения. 2007. — Т. 4, № 1.-С. 58−65.
  7. Особенности формирования структуры и свойств низкоуглеродистой мартенситной стали 12Х2Г2НМФТ / Каменских А. П. и др. // МиТОМ. -2003.-№ 3.-С. 10−12.
  8. Ю.Н. Условия получения структуры пакетного мартенсита при замедленном охлаждении низкоуглеродистого аустенита // ФММ. 2004. -Т. 97, № 5.-С. 77−81.
  9. JI.E., Попов A.A. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. 3-е изд., перераб. и доп. — М.: Металлургия, 1991. — 503с.
  10. М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972. — 400 с.
  11. М.А., Счастливцев В. М., Журавлев Л. Г. Основы термической обработки сталей: Учебное пособие. М.: «Наука и технологии», 2002. — 519 с.
  12. Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали.. М.: «Наука», 1977. — 236 с.
  13. H.H. Теория термической обработки сталей: Учебник для вузов. 4-е изд., перераб. и доп. — М.: «Металлургия», 1986. — 480 с.
  14. М.Л., Займовский В. А., Капуткина Л. М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. — 480 с.
  15. В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита // ФММ. 1972. — Т. 34, № 1. — С. 123−132.
  16. Apple С.А., Karon R.Y., Kraus G. Packet Microstructure in Fe 0,2 pst. C Martensite // Met. Trans. — 1974. — V. 5, № 3. — p. 593 — 599.
  17. Ю.Г., Заркова Е. И., Штремель М. А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. I. Границы между кристаллами в пакете // ФММ. -1990.-№ 3.-С. 161−167.
  18. Счастливцев В. М, Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. — 288 с.
  19. М.Е. Теория термической обработки: Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1984. — 328 с.
  20. В.И., Суворова С. О. Взаимодействие углерода в мартенсите // ФММ. 1968. — Т. 26, № 1. — С. 147−156.
  21. Л.М., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д. Отпуск стали. М.: МИСИС, 1997.-336 с.
  22. И.В. Ориентация цементита в отпущенной углеродистой стали // ЖТФ. 1947. — Т. 17, № 7. — С. 839−854.
  23. Ю.А. Вероятный механизм распада мартенсита // ДАН СССР. 1950. — Т. 73, № 6. — С. 1161−1164.
  24. Redistribution of alloying elements during tempering of a nanocrystalline steel /Caballero F.G.et al. // Acta Mater. 2008. — № 56. — C. 188−199.
  25. Л .И., Энтин Р. И. // МиТОМ. 1959. — № 6. — С. 7−13
  26. М.И., Грачев C.B., Векслер Ю. Г. Специальные стали. М: Металлургия, 1985. — 408 с.
  27. Interpretation of a dilatometric anomaly previous to the ferrite-to-austenite transformation in a low carbon steel/ Tommy De Cocket. al. // Scripta Mater.2006.-№ 54.-P. 949−954
  28. Т.И. Перекристаллизация и возможность реализации бездиффузионного а—>у-превращения при сверхбыстром лазерном нагреве сталей // ФММ. 2008. — Т. 105, № 3. — С. 294 — 318.
  29. М.А. Прочность сплавов: ч. 1. Дефекты решетки. 2-е изд. -М.: МИСиС, 1999.-384 с.
  30. С.А., Фонштейн Н. М. Двухфазные низколегированные стали. М.: Металлургия, 1986. — 207 с.
  31. В.Д. Влияние скорости нагрева при электротермообработке на структуру и свойства сталей // Проблемы конструкционной стали. 12 М. -Л.: ЛОНИТОМАШ, 1949. С 204 — 219
  32. В.Д., Ивановская С. И. Влияние скорости нагрева на струтурные превращения при электрозакалке стали // Труды ИФМ УФ АН. -1951.-№ 13.-С. 10−31.
  33. Физические основы электротермического упрочнения стали / Гриднев В. Н. и и др. Киев: Наукова думка, 1973. — 335 с.
  34. Oliveira F.L.G., Andrade M.S., Cota A.B. Kinetics of austenite formation during continuous heating in a low carbon steel // Materials Characterization.2007. № 58. P. 256−261.
  35. А.Ю., Дьяченко C.C. Влияние дислокационной структуры стали 20 на положение критической точки Acj: межвуз. сб. науч.тр. «Вопросы металловедения и термической обработки». Пермь: Изд. Пермского ун-та, 1977, 160 с.
  36. Shear-induced а—>у transformation in nanoscale Fe-C composite / Ivanisenko Yu et. al. // Acta Mater. 2006. — № 54. — 1659−1669.
  37. A.B., Дьяченко B.C., Дьяченко С. С. О влиянии размера зерна на торможение альфа—>гамма-превращения при непрерывном нагреве сталей // МиТОМ. 1988. — № 4. — С. 12 — 17.
  38. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагреве конструкционной стали в межкритическом интервале / Чащухина Т. И. и др. // ФММ. 1999. — Т. 87, № 1. — С. 64 — 71.
  39. Н.Н. Перераспределение легирующих элементов при перекристаллизации стали в процессе нагрева // МиТОМ. 1990. № 11. С. 8 -11.
  40. Ю.Н. Микроскопические механизмы гетерогенного зарождения новой фазы при полиморфном ГЦК-ОЦК- превращении: сб. науч. тр. «Фазовые и структурные превращения в стали». Магнитогорск: Изд-во Магнитогорского дома печати.
  41. В.И. Три механизма образования аустенита и структурная наследственность в сплавах железа: сб. науч. тр. «Развитие идей академика В.Д. Садовского». Екатеринбург, 2008.
  42. Морфология образования гамма фазы в сплаве викаллой 1 / Зельдович В. И. и др. // ФММ. — 1975. — Т. 40, № 1. — С. 143−152.
  43. В.И., Хомская И. В., Ринкевич О. С. Образование аустенита в низкоуглеродистых железоникелевых сплавах // ФММ. 1992. — № 3. — С. 5 -28.
  44. О структурном механизме образования у-фазы в железоникелевом сплаве с реечным мартенситом / Зельдович В. И. и др. // ФММ. 1977. — Т. 43, № 4. — С. 833 — 844.
  45. В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973. — 205 с.
  46. В.М., Копцева H.B. Электронно-микроскопические исследования аустенита при нагреве конструкционной стали // ФММ. 1976. — Т. 42, № 4. — С. 837 — 847.
  47. С.С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм и влияние на свойства // МиТОМ. 2000. — № 4. — С. 14−19
  48. В.Д., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. Н., Яковлева И. Л. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. Свердловск: УрО АН СССР, 1989. 100 с.
  49. Н.Л., Сазарадзе В. В., Васечкина Т. П. О наследовании дислокационной структуры при ОЦК ГЦК превращении в процессе нагрева // ФММ. — 1988. — Т. 66, № 4.
  50. С.С., Усиков М. П. Исследование процесса формирования зародышей рекристаллизации // ФММ. 1964. — Т. 17, № 1. — С. 63 — 72
  51. С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов: монография. 2-е изд. — М.: Металлургия, 1978. — 568 с.
  52. . Д.К. Избранные труды по металлургии и металловедению. -М.: Наука, 1983.-448с.
  53. С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: «Металлургия», 1971. -496 с.
  54. С.С. Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка". М., ВИНИТИ, 1972, Т.6. С. 5−44.
  55. CahnR.W. J. Inst. Metals, 1949. У.76. P. 121 — 143.
  56. Дж.Е., Тарнбалл Д. В кН.: Успехи физики металлов. Т.1. Металлургия. 1956. С. 368 — 456.
  57. Ч.Н. ФММ. 1956. Т.2. № 2. С. 259 — 269.
  58. В.И., Осипов К. А. Возврат и рекристаллизация в металлах при быстром нагреве. М.: Наука. 1964. 186 с.
  59. Л.Н., Засимчук Е. Э. УФЗ. 1962. Т.7. С. 1237 — 1240.
  60. Beck P.A. J. Appl. Phis. 1949. V.20. № 6. P. 633 — 634.
  61. M.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972. — 400 с.
  62. М. И., Попов В. В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1989. — 200 с.
  63. Диаграмма горячей деформации, структура и свойства сталей / Бернштейн M. JI. и др. М.: Металлургия, 1989. — 544 с.
  64. Р.В. Прочностные свойства металлов со сверхмелким зерном // Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М.: «Металлургия», 1973.-С. 11−40.
  65. Р.Х., Грант Н.Дж. Рекристаллизация и измельчение зерна // Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М.: «Металлургия», 1973. -С. 164−181.
  66. Е.О. Ргос. Phys. Soc. London, 1951. v. B64. — p. 747.
  67. Petch N.J. JISI, 1953, v. 174, p.25.
  68. M.A., Андреев Ю. Г., Козлов Д. А. Строение и прочность пакетного мартенсита // МиТОМ. 1999. — № 4. — С. 10−15.
  69. О. А. Сверхпластичность промышленных сплавов. М.: «Металлургия», 1984.
  70. Р.З., Александров И. В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. -272 с.
  71. Lee D. The nature of superplastic deformation in the Mg-Al eutectic // Acta Met. 1969. — v. 17, № 8. — P. 1057 — 1069.
  72. B.K. Метод термоциклической обработки металлических материалов. ЛДНТП, 1979.
  73. В.М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия. 1994. 288 с.
  74. Физические основы термоциклической обработки стареющих сплавов / Тофпенец Р. Л. и др. Мн.: Навука i тэхшка, 1992. — 190 с.
  75. Zwell L., Gorman L., Weissman S. Tranns // ASM. 1966. — v. 59, № 1. -P. 491.
  76. Бокштейн C.3. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия. 1971.496 с.
  77. Перкас M. JL, Кардонский В. М. Высокопрочные мартенситостареющие стали. М.: Маталлургиздат, 1970.
  78. Упрочнение сталей / Бородина H.A. и др. Свердловск: Металлургиздат, 1960.
  79. A.A. Структурные изменения при термоциклической обработке металлов // МиТОМ. 1983. — № 12. — С. 2−10.
  80. В.И., Семенова А. К. // Докл АН СССР. 1952. — Т. 83, № 5. -С. 681 -683.
  81. М.М., Трифонов Г. А., Мирмельштейн В. А. // ФММ. 1967. — Т. 23, № 2. — С. 336 — 338.
  82. В.В., Осташев В. В. // Проблемы металловедения теплоэнергетического оборудования атомных электростанций. JI, 1984. -С. 82−85.
  83. И.В., Малолетнев, А .Я., Перкас М. Д. // МиТОМ. 1981. № 4. С. 28−31.
  84. И.В., Клейнер Л. М., Шацов A.A. Формирование нано- и субмикронных размеров характерных элементов структуры сплавов железа термическим воздействием. // Перспективные технологии и материалы. Пермь: Перм.техн.гос.ун-т. 2008. С. 386 -410.
  85. Dependence of martensite start temperature on fine austenite grain size / Carsia-Junceda A. et. al. // Scripta mater. 2008. — № 58. — С. 134−137
  86. A.A. Фазовые превращения и термоциклирование металлов. -Киев: «Наукова думка», 1974. 232 с.
  87. Л.Ц., Панов Д. О., Закирова М. Г. Структурная наследственность и перекристаллизация при «быстрой» аустенитизации системнолегированных сталей // МиТОМ. 2008. № 10. С. 18 23.
  88. П.В., Радченко В. П. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении стали: атлас термокинетических диаграмм. 4.1: Текрмокинетический метод исследования превращений аустенита. -Новосибирск: Изд-во Сиб. Отд. АН СССР, 1960. 51с. — С. 17−18
  89. Л.М., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д. Отпуск стали М.: МИСИС, 1997.-336 с.
  90. С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. 1982. 128 с.
  91. Т.И., Дегтярев М. Д., Воронова Л. М., Давыдова Л. С., Пилюгин В. П. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагреве конструкционной стали в межкритическом интервале температур// ФММ. 1999. Т. 87. № 1. С. 64−71.
  92. С.С., Тарабанова В. П., Дьяченко B.C., Патриченко A.M. -ДАН СССР, 1970. № 3. С. 65.
  93. A.A. Фазовые превращения в металлических сплавах. -М.:Металургиздат, 1963. 311 с.
  94. У. Теоретическое металловедение. М.: Металлургиздат, 1960.-296 с.
  95. А.Л. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии // Успехи физических наук. -1974. Т. 113, № 1. С. 69- 104.
  96. С.Б. Диффузия в металлах. М.: Металлургия, 1978. — 248 с
  97. С. С. Наследственность при фазовых превращениях: механизм явления и влияние на свойства//МиТОМ. 2000. № 4. С. 14−19.
  98. В.Д. Происхождение структурной наследственности в сталях // ФММ. 1984. Т.57. В.2. С. 213 223.
  99. П.О., Заяц Л. Ц., Панов Д. О. Выявление границ аустенитных зерен в сталях с мартенситной структурой методом окисления// Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2008. Т. 74, № 6. — С. 42 — 45.
  100. Р.И. Превращение аустенита в стали. М.: Металлургиздат. 1960. — 252 с.
  101. М.Е. Диффузия, Фазовые превращения и механические свойства металлов и сплавов, том 1.- М.: Научные труды, 1973. с. 206.
  102. В.В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. — 380 с.
  103. Д.О., Заяц Л. Ц. Исследование условий равновесия аустенит-карбид в многокомпонентной системе на основе железа// Конструкции из композиционных материалов. 2006. — № 4. — С. 177−181.
  104. Л.Ц., Панов Д. О., Симонов Ю. Н. Диспергирование структуры сталей в условиях интенсивного термического воздействия. Часть 1. Выбор оптимальной системы легирования // Металловедение и термическая обработка металлов, 2010. № 11. С. 13−19.
  105. Л.М., Займовский В. А., Липчин Т. Н., Фельдман Э. П. // ФММ. 1976. Т.42. № 3. С. 654.
  106. ДОЧЕРНЕЕ ОТКРЫТОЕ АКЦИОНЕРНОЕ ОБЩЕСТВО1. УТВЕРЖДАЮ —|1. И&И1 <<�ижевский1. ИЖЕВСКИЙ1. ЗАВОД"
  107. Первый заместитель исполнительного директора -технический директор1. ДОАО «ИОЗ»)426006, г. Ижевск, пр. Дерябина, 2 КПП 183 650 001 ИНН 1 826 002 268 (3412) факс 51−30−70 e-mail: [email protected]
  108. ЗО. OS. Zort* /<&-г- ZZ?/s>oиробоков1. АКТо промышленной апробации технологии термоциклической обработки *
  109. Руководитель работ Заведующий кафедрой"Металловеден^ Т ермическая и лазерная обработка м д.т.н., профессор1. Исполнитель Аспирант1. Д.О.Панов
Заполнить форму текущей работой

Заказал и сдал!