Влияние термической обработки на карбидную подсистему и локализацию углерода в литой среднелегированной конструкционной стали тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Г

КАБАНИНА Ольга Викторовна

ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА КАРБИДНУЮ ПОДСИСТЕМУ И ЛОКАЛИЗАЦИЮ УГЛЕРОДА В ЛИТОЙ СРЕДНЕЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ

Специальность 01 04 07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Новокузнецк - 2007

003064928

Работа выполнена в Государственных образовательных учреждениях высшего профессионального образования «Сибирский государственный индустриальный университет» и «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научный руководитель доктор физико-математических наук,

профессор

Козлов Эдуард Викторович

Официальные оппоненты доктор технических наук,

старший научный сотрудник Клеменов Василий Александрович

доктор технических наук,

доцент Смирнов Александр Николаевич

Ведущая организация Алтайский государственный

технический университет г Барнаул

Защита состоится «25» апреля 2007 года в 10 00 часов на заседании диссертационного совета К21225201 в Сибирском государственном индустриальном университете по адресу 654007, г Новокузнецк, Кемеровской области, ул Кирова,42

Факс (3843)465792, e-mail gromov@physics sibsiu ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Сибирского государственного индустриального университета

Автореферат разослан « 20 » марта 2007г

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук, доцент

Jtjr-Г

Куценко А И

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Наряду с цветными металлами, композиционными и керамическими материалами, пластмассами сталь продолжает оставаться важнейшим элементом в строительстве, машиностроении, автомобильной, кораблестроительной, нефтедобывающей и др отраслях Проблема прочности стальных изделий тесно связана с проблемами экономного расходования сталей Поэтому металловедение сталей продолжает интенсивно развиваться Усилиями Российской школы и академика Г В Курдюмова и ряда зарубежных коллективов, в том числе украинской школы, в развитии физического материаловедения сталей большую роль стали играть структурные методы исследования, а именно, просвечивающая дифракционная электронная микроскопия и рентгеноструктурный анализ В России необходимо особо отметить вклады Московской и Екатеринбургской научных школ. Большую роль в развитии науки о сталях сыграли А П Гуляев, Л М Утевский, Р И Энтин, Петров Ю Н, М Л Берн-штейн, М Н Спасский, М П Усиков, М А. Штремель, Ю А Багаряцкий, В М Счастливцев, А М Глезер, В И Изотов, М Е Блантер, В В Рыбин, Л И. Тушинский, А А. Батаев, М В Белоус, В.Н Гриднев, М В Белоус, ЮЯ Мешков, В Г Гаврилюкидр.

Известно, что механические свойства определяются структурой стали Основными параметрами, влияющими на механические свойства, являются структура твердого раствора, карбидные выделения, дислокационная структура, типы и расположение различного рода границ в стали Хотя механические свойства литых сталей много исследованы, тем не менее, структурные основы прочности этих сталей изучены мало. Важно изучить структуру карбидной фазы, типы ее кристаллических решеток, локализацию на дефектах или вне их, размеры карбидных частиц, а также нахождение углерода в твердых растворах и на дефектах кристаллической решетки

Целью работы являлось исследование влияния термической обработки и ее параметров на типы карбидных фаз, карбидные превращения, структуру твердого раствора, распределение углерода в стали, кинетику процессов закалки и отпуска, стационарное состояние углерода после термической обработки Термическая обработка состояла из закалки от 950°С и последующего отпуска в интервале температур 600-660°С при продолжительности от 1 до 100 часов Задачей исследования являлось количественное измерение параметров, отвечающих за механические свойства стали Такими параметрами являлись

1 параметры кристаллических решеток а- и у-твердых растворов;

2 объемные доли различных морфологических составляющих ос-фазы,

3. объемная доля остаточного аустенита, .

4 тип, размеры, плотность и объемная доля карбидных фаз,

5 содержание углерода в а- и у-твердых растворах, на дефектах кристаллической решетки и в карбидных частицах

Такие количественные характеристики для литой стали до настоящей работы никогда не измерялись Для их измерения необходимо было использовать метод просвечивающей электронной микроскопии на тонких фольгах и метод рентгеноструктурного анализа

Работа планировалась для того, чтобы по ее завершению полученные данные могли лечь в основу исследования природы механических свойств литой стали

Научная новизна. Впервые методами электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа экспериментально изучены на количественном уровне процессы карбидообразования и закономерности перераспределения углерода в ходе термической обработки, выявлено влияние параметров отпуска на поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих а-матрицы стали, установлена стадийность карбидных превращений, локализация карбидной фазы в объеме твердого раствора и на дефектах

Практическая значимость. Параметры карбидной структуры и распределение углерода в разных местах важны как для трактовки механических свойств стали, так и для видоизменения их в нужном направлении путем изменения параметров термической обработки Методы, примененные для исследования структуры и свойств литой стали ЗОХНЗМФА, могут быть применены для исследования других сталей.

Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик исследования, большим объемом экспериментальных данных, их сопоставлением между собой, детальным исследованием временной и температурной зависимостей процессов превращений, протекающих в стали, детальным определением типов кристаллических решеток фаз, параметров элементарных ячеек твердых растворов и постоянным отслеживанием всей совокупности распределения углерода во всех возможных его положениях, четким определением ошибок и погрешностей эксперимента Достоверность полученных результатов обеспечивается обоснованностью применяемых методов современного физического металловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов

Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения

1 Параметры распределения углерода и карбидных фаз в закаленной стали Отсутствие связи распределения карбидной фазы с дефектной структурой Данные о максимальной концентрации углерода на дефектах кристаллической решетки после закалки

2 Влияние скорости закалки на морфологию а-фазы и локализацию цементита

3 Закономерности кинетики отпуска стали, параметры карбидных превращений и перераспределения углерода Особенности процессов распада а- и у-твердых растворов Важная роль взаимодействия дефектов и карбидов в формировании отпущенной стали. Данные о распределении карбидной фазы в первичных, вторичных и третичных фрагментах

4 Наличие трех стадий формирования карбидных фаз при отпуске Физические механизмы формирования карбидной структуры на разных стадиях.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах- 44 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Вологда 2005), Всероссийской научно-практической конференции «Металлургия, новые технологии, управление, инновации и качество» (Новокузнецк 2005), Международной научной конференции «Актуальные проблемы физики твердого тела» (Минск 2005); III Российской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург 2005), XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Тольятти 2006); XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара

2006), IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (Черноголовка 2006); Всероссийской конференции «Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред» (Новосибирск 2006); III Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» (Москва 2006), 45-й международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Белгород 2006), III международной научно-технической конференции «Современные проблемы машиностроения» (Томск 2006), XVI и XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных памяти В.А Лихачева (С.-Пб 2006,

2007), XV Республиканской научной конференции аспирантов по физике конденсированного состояния (Гродно 2007)

Публикации. Результаты работы опубликованы в 11 статьях и 14 тезисах докладов Список основных работ приведен в конце автореферата

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка цитируемой литературы, включаю-

щего 136 наименования Диссертация содержит 1И страниц, в том числе 77 рисунков и 10 таблиц

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении кратко формулируются основные проблемы, объект исследования Описаны актуальность проблемы, научная новизна, практическая ценность и положения, выносимые на защиту

Первая глава является обзорной и состоит из одиннадцати разделов В главе изложены основные литературные данные о мартенситных сталях Основное внимание уделено морфологии внутренней структуры мартенситных сталей, кристаллической структуре образующей их, процессам карбидообразования при термической обработке и проблеме перераспределения углерода по местам его локализации. Описано влияние температуры аустенизации и скорости охлаждения на изменение морфологии закаленной стали и процессы «самоотпуска»

Проведенный обзор показал, что в основном исследовались лишь катаные стали Настоящая работа посвящена описанию структуры и процессам карбидообразования литой стали Поэтому в данной главе рассмотрено влияние дендритной ликвации на исследуемые процессы Согласно литературным данным, для среднелегированных сталей различие концентрации легирующих элементов, таких как N1, Мп, Сг, Мо и V, в осях дендритов и межосных зонах составляет не более 0 8 вес % При таком отклонении следует ожидать различия в фазовом составе и объемной доле карбидной фазы Однако литературные данные экспериментальных исследований и их анализ показывают, что отличие в морфологических продуктах превращения в дендритных осях и межосных пространствах не столь велико При достаточной выборке исследования структуру литой стали (особенно после термической обработки) можно описывать в среднем, не привязываясь к дендритной структуре. Тем более что в ходе различных стадий термической обработки дендритная неоднородность в большей или меньшей степени устраняется обычной диффузией, которая стремится выравнить концентрацию легирующих элементов в дендритных осях и межосных пространствах

Заканчивается глава постановкой задачи исследования Вторая глава «Материал и методы исследования» содержит описание материала и методики его исследования и включает четыре раздела

В качестве материала исследования использовалась конструкционная легированная сталь мартенситного класса ЗОХНЗМФА в литом состоянии Сталь исследовалась в закаленном и отпущенном состояниях Закалка осуществлялась при температуре 950°С (выдержка 5 часов) при двух скоростях 10 и 100°С/мин , отпуск - при температурах от 600 до 660°С и вы-

6

держке от 1 до 100 часов Предварительная и окончательная термообработка исследуемой стали выполнялась на образцах, имеющих форму слитков размером 80x80x260 мм и охлажденных после литья в земляной форме Для проведения исследований с помощью электроискровой резки из центральных частей слитков вырезались образцы размером 10x10x50 мм в даух, взаимно перпендикулярных, направлениях Затем образцы разрезались на пластинки (фольги) толщиной 0 2-0 3 мм Режим электроискровой резки был подобран таким, что не вносил дополнительных искажений в структуру материала. Из каждой пластинки готовились фольги из четырех различных мест Фольги утонялись вначале химически, а затем электролитически по стандартным методикам

Структурные исследования проводились методами электронной дифракционной микроскопии и рентгеноструктурного анализа Выполнена количественная обработка всех основных параметров структуры определение средних размеров структурных составляющих стали и их объемных долей, размеров, плотности распределения частиц карбидных фаз и их объемных долей, параметры кристаллических решеток а- и у-фаз; концентрация углерода в а- и у-твердых растворов и в карбидных фазах Определение объемных долей а-, у- и карбидных фаз проводилось по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнополь-ными изображениями, полученными в рефлексах соответствующих фаз Для этого использовались схемы микродифракционных картин, рассчитанные по табличным значениям параметров кристаллических решеток Результаты, полученные методом электронной микроскопии, .сопоставлялись с результатами рентгеноструктурного анализа.

Необходимо отметить, что данные, представленные в работе, представляют собой средние характеристики по каждому состоянию. Для получения каждого значения той или иной характеристики было использовано не менее 50 светлопольных изображений, полученных методом электронной микроскопии

Третья глава «Фазовый состав и морфология фаз закаленной стали» состоит из шести разделов и заканчивается выводами по этой главе В данной главе рассмотрено качественное и количественное описание тонкой структуры и фазового состава исследуемой стали после закалки

Проведенные исследования показали, что кристаллическая структура литой закаленной стали ЗОХНЗМФА состоит из трех фаз. а- и у-твердых растворов и карбидной фазы - цементита, который образуется в результате частичного «самоотпуска» при закалке Основной составляющей (>90%) является а-фаза с ОЦК кристаллической решеткой Морфология а-фазы представляет смесь пакетного (или реечного) (рис.1 а-б), пластинчатого низкотемпературного (рис 1 в) и высокотемпературного (рис 1 г) мар-

7

тенсита и пакетного нижнего бей пита (рис.1 д). Основной объем а-фазы (>80%) занимает пакетный мартенсит. Нужно отмстить, что если весь пластинчатый мартенсит {как высоко-, так и низкотемпературный) находится в состоянии частичного «самоотпуска», то в пакетном мартенсите процессы «самоотпуская развиваются неодинаково — в материале присутствуют рейки и даже целые пакеты, в которых объемная доля цементита «самоотпуска» составляет <0.05%, Такой пакетный мартенсит был назван «безкар-

бидным» (рис.1 а). Объемная доля без-карвидного мартенск-та в материале —20% от общего объема а-магрицы.

Закапка стали приводит к неполному у —> а превращению, в результате чего в материале присутствует остаточный ау стен ит (у-фаза). Исследования показали, что остаточный ау стен ит присутствует только в мартен ситной составляющей «-матрицы стали. В бейните остаточного ауетенига не обнаружено, В пакетном и пластинчатом низкотемпературном мартенсите остаточный аустепнт располагается по границам мартенситных кристаллов в виде длинных тонких прослоек. В пластинчатом высокотемпературном мартенсите он располагается внутри мартенситных кристаллов и имеет вид «островков» или «игл». Объемная доля остаточного аустенита — —7 % от общего объема материала, причем большая его часть (-6%) находится в пакетной составляющей мартенсита, а наименьшая {--0.5%) — в пластинчатом высокотемпературном Мартенсите.

После закалки карбидная фаза представлена только цементитом, образованным к результате «сямоотпуска», сопровождающего закалку стали. Частицы цементита во всех морфологических составляющих сх-фазы имеют пластинчатую (игольчатую) форму и располагаются только внутри кристаллов а-фазы. В пакетном бейните они ориентированы вдоль одного на-

8

Рис. 1, Электронно- микроскопические изображения различных типов структурных составляющих и-фазы в стали ЗОХНЗМФА после закалки а - пакетный без-карбидный мартенсит; 6 -«самоотнущснныйй пакетный мартенсит; в - бейнит; г -низкотемпературный и д— высокотемпературный пластинчатый мартенсит

правления, в мартенсите - в двух и более Размеры частиц Fe3C, их плотность и объемная доля в различных морфологических составляющих а-фазы различны Размеры частиц цементита в бейните крупнее, чем в «самоотпущенном» мартенсите, при этом плотность их распределения ниже Объемная доля цементита в бейните выше в 1 5 раза

В различных морфологических составляющих мартенсита интенсивность выделения частиц цементита также различна, самые мелкие частицы цементита образуются в пакетном «самоотпущенном» мартенсите, самые крупные - в пластинчатом высокотемпературном При этом плотность частиц Fe3C в пакетном мартенсите самая высокая, а в пластинчатом высокотемпературном мартенсите - самая низкая

Как отмечалось, в пакетном мартенсите остаточный аустенит располагается по границам реек, а частицы цементита находятся внутри Количественные оценки объемных долей остаточного аустенита и цементита, проведенные для одних и тех aie мартенситных реек, показали, что чем больше в рейке цементита, тем меньше в ней доля остаточного аустенита (рис 2) Это означает, что закалка стали в карбидном пакетном мартенсите идет по схеме у -» (cc+Fe3C), а в безкарбидном пакетном мартенсите - по схеме у -» а

Проведенные исследования показали, что каждый кристалл а-матрицы характеризуется наличием в нем плотной дислокационной сетчатой субструктуры, скалярная плотность дислокаций которой в среднем по материалу составляет величину ~1 5 10" см"2 При этом дислокационная структура не связана с распределением карбидов

Структура литой стали изучалась при двух скоростях охлаждения Vi = 10°С/мин (закалка на воздухе) и V2 = 100°С/мин (закалка в воду) Оказалось, что скорость закалки существенно влияет на качественное различие в структуре. Во-первых, увеличение скорости закалки изменило морфологию высокотемпературного мартенсита Если при скорости закалки V. =

10°С/мин высокотемпературный мартенсит представлен только бесструктурными областями, то при скорости закалки V2 = 100°С/мин наряду с бесструктурными областями присутствуют еще и длинные, широкие, прямые пластины высокотемпе-12* \б~~20 ратурного мартенсита, делящие объем материала на участки, внутри которых при Рис 2 Взаимосвязь количества «са- несколько более низких температурах об-моотпущенного» цементита 5ц и ос- разуется пакетный мартенсит и пластин-таточного аустенита 8У в пакетном „ „

1 ' чатыи низкотемпературный мартенсит

мартенсите при разных скоростях г л- '

закалки 1 - 10°С/мин 2 - Во-вторых, увеличение скорости закалки 100°С/мин ' 9

привело к исчезновению пакетного бейнита Такие качественные различия структуры стали свидетельствуют о том, что увеличение скорости закалки стали приводит к у а превращению в области более низких температур

Количественные измерения показали, что увеличение скорости закалки приводит к более интенсивному выделению цементита и уменьшению количества остаточного аустенита во всех морфологических составляющих а-фазы. Таким образом, увеличение скорости закалки ведет к более интенсивному у -» а превращению согласно схемы у -> (а+Ре3С) Увеличение скорости закалки приводит к большему количеству выделившегося цементита в пластинах высокотемпературного мартенсита, при этом размеры частиц цементита в них имеют наибольшие значения, а их плотность - наименьшая. В пакетном мартенсите процессы «самоотпуска» выражены намного слабее, однако и здесь они протекают по-разному, в карбидных рейках или пакетах реек (при у —> (а+Ре3С) превращении) цементита в выделяется больше, а остаточного аустенита меньше, в безкарбидных рейках (при уча превращении) остаточного аустенита остается больше, а цементит практически отсутствует. Таким образом, степень у -> а превращения, а значит и количество остаточного аустенита и цементита, существенно зависит от скорости закалки, что хорошо отражает рис 2 (сравни кр 1 и 2)

Четвертая глава «Фазовый состав и тонкая структура отпущенной стали» содержит одиннадцать разделов и заканчивается выводами по этой главе В этой главе на основании экспериментального исследования качественно и количественно рассмотрено влияние параметров высокотемпературного отпуска (температуры и продолжительности) на формирование карбидной фазы и связи ей с дислокационной структурой в литой стали ЗОХНЗМФА

После отпуска при температуре 660°С в течение от 1 до 11 часов структура матрицы стали представлена пакеггао-пластинчатым отпущенным мартенситом. Остаточный аустенит сохраняется лишь в небольших количествах, а после отпуска в течение 100 часов у-фаза в материале полностью отсутствует Тем самым, структура стали из мартенситной превращается в феррито-карбидную смесь. Тем не менее, в материале всегда присутствуют границы, унаследованные от мартенситной структуры и сильно измененные Поэтому данную структуру можно называть мартенситом отпуска или, иньми словами, отпущенным мартенситом

В мартенситных кристаллах отпуск в течение 1 часа приводит к следующим изменениям1 1) внутри всех реек пакетного мартенсита начинается выделение карбидной фазы, те при отпуске 660°С, 1 час безкарбидный мартенсит в структуре а-фазы отсутствует, 2) происходит дополнительное выделению частиц цементита внутри всех кристаллов карбидного мартен-

10

сита; 3) отпуск приводит к выделению цементита на их границах в виде длинных тонких прослоек и, наконец, 4) приводит к образованию частиц специальных карбидов При дальнейшем увеличении продолжительности отпуска частицы цементита внутри и на границах мартенситных кристаллов начинают растворяться, а освободившиеся при этом атомы углерода идут на все большее образование карбидов специального типа И при отпуске в течение 100 часов в отпущенном мартенсите присутствуют лишь частицы специальных карбидов Это свидетельствует о том, что при отпуске стали цементит оказывается нестабильным, а специальные карбиды - стабильные

В бейните отпуск приводит, с одной стороны, к растворению частиц цементита, с другой стороны - к выделению частиц специальных карбидов Поэтому диагностировать наличие бейнита в стали при отпуске можно лишь по расположению частиц цементита При увеличении продолжительности отпуска такая идентификация становится все труднее и при отпуске в течение 11 часов остается констатировать присутствие только пакетной а-фазы

Отпуск приводит к изменению структуры и формы границ между рейками в пакете, а пластины теряют свою характерную форму Это объясняется развитием процессов фрагментации при отпуске и процессами миграции границ мартенситных кристаллов Известно, что в результате отпуска внутри отдельных реек пакетного мартенсита образуются вначале первичные, затем вторичные и далее третичные фрагменты При первичной фрагментации возникают субграницы, расположенные поперек реек Вторичная фрагментация характеризуется возникновением новых субграниц, расположенных как вдоль, так и поперек реек, и одновременно происходит искривление старых границ реек При третичной фрагментации происходит измельчение фрагментов и искривление их границ Схема развития

процессов фрагментации при отпуске стали представлена на рисЗ Отметим, что схема на рис 3 а — есть мартенсит закалки, схему на рис.3 г принято называть мартенситом отпуска Такая структура становится все менее похожа на первоначальную Таким образом, отпуск при температуре 660°С в течение от 1 до 100 часов приводит к исчезновению старой морфологической структуры, сформированной закалкой стали, и появлению новой фрагментированной структуры

РисЗ Схематическое изображение развития процесса фрагментации в кристаллах пакетного мартенсита при отпуске стали а - нефрагментированные кристаллы, б -первичная, в - вторичная и г - третичная фрагментация

Отпуск стали при температуре 660°С приводит к интенсивному распаду остаточного аустенита и при отпуске в течение 11 часов остаточный аустенит в материале практически отсутствует (рис 4, кр 1) Распад остаточного аустенита зависит от морфологии у-фазы быстрее всего распадается остаточный аустенит, расположенный внутри кристаллов а-фазы и имеющий форму «игл», затем следует распад «островков» и последними распадаются прослойки остаточного аустенита, расположенные по границам кристаллов а-фазы Таким образом, у-фаза внутри мартенситных кристаллов оказывается менее стабильной а по их

Отпуск при температурах от 600 до 660°С продолжительностью от 1 до 100 часов приводит к сложным изменениям в карбидной фазе Во-первых, отпуск продолжительностью 1 час приводит к выделению частиц цементита внутри всех кристаллов а-фазы (рис 5 а, кр 1), которые при увеличении продолжительности отпуска начинают постепенно растворяться, и при отпуске 660°С, 100 часов цементит внутри всех кристаллов а-фазы отсутствует. Во-вторых, одновременно с растворением цементита внутри структурных составляющих а-фазы происходит выделение цементита по их границам (рис 5 а, кр 2) в виде прослоек Выделение цементита происходит в местах распада остаточного аустенита На это указывает не только форма и места присутствия частиц, но и тот факт, что а) доля цементита растет (рис 5 а, кр 2) по мере уменьшения доли остаточного аустенита (рис 4, кр.1), б) на одной границе присутствуют либо прослойки цементита, либо прослойки остаточного аустенита (границ, содержащих одновременно цементит и остаточный аустенит, не было обнаружено) и в) цементит присутствует в основном в пакетном мартенсите, а именно там, в основном, и присутствовал остаточный аустенит Однако по мере увеличения

Рис 4 Изменение объемных долей остаточного аустенита (1), цементита (2), специальных карбидов (3) и суммарного содержания карбидной фазы в материале (4) в зависимости от продолжительности отпуска

границам - более стабильной

Рис 5 Изменение объемных долей § цементита (а) и специальных карбидов (б), расположенных внутри (1), на границах (2) структурных составляющих а-фазы и суммарного количества карбидов каждого типа (3) в зависимости от продолжительности отпуска 4

параметров отпуска цементит, расположенный на границах мартенситных кристаллов, все более насыщается легирующими элементами (Сг, Мо, V), что в результате приводит к перестройке кристаллической решетки цементита в кристаллическую решетку специального карбида, тек превращению Ре3С С К, и объемная доля цементита уменьшается (рис 5 а, кр 2) На действие этого превращения указывает и тот факт, что специальные карбиды, расположенные на границах кристаллов а-фазы, нередко имеют вытянутую форму Такой механизм образования специальных карбидов соответствует механизму «на месте» Возможен и другой механизм образования специальных карбидов - механизм «старения», когда цементит на границах при увеличении параметров отпуска растворяется и освободившийся углерод уходит на обогащение зон, образованных из скоплений легирующих элементов, которые и становятся зародышами частиц специальных карбидов. На действие этого механизма указывает некоторое несоответствие в объемных долях между растворившимся цементитом и образующимися специальными карбидами на границах кристаллов а-фазы Возможно действие обоих механизмов одновременно

Таким образом, отпуск стали при 600-660°С в течение 1-100 часов приводит к реализации двух процессов 1) к распаду остаточного аустенита и 2) к перераспределению цементита В результате действия этих процессов при отпуске вначале происходит выделение цементита внутри и по границам мартенситных кристаллов а-фазы, а затем его растворение, и при отпуске 660°С, 100 часов цементит в материале полностью отсутствует

Вслед за процессами растворения и выделения цементита при отпуске происходит выделение специальных карбидов. Проведенный дифракционный анализ показал, что этими карбидами являются карбиды типа МС, М2С, МвС, М]2С и М23С6 Карбиды типа М2С имеют орторомбическую кристаллическую решетку и выделяются из а-фазы Карбиды этого типа встречаются в основном внутри структурных составляющих а-фазы и имеют округлую форму

Карбиды типа М6С, М12С и М23С6 имеют кубическую кристаллическую решетку Выделяются они по границам и внутри кристаллов а-фазы Карбиды, расположенные на границах а-фазы, выделяются из у-фазы. Доказательством этому может служить то, что наблюдаются они внутри прослоек остаточного аустенита, а кристаллические решетки у-фазы и этих карбидов связаны ориентационным соотношением «куб-куб». Таким образом, выделение специальных карбидов обусловлено, во-первых, распадом остаточного аустенита и мартенсита (у —> а+С К, а -» а+С К ), во-вторых, частичным растворением цементита (Ре3С С,К.) и, в-третьих, уходом углерода с дислокаций и границ кристаллов а-фазы (Сдеф ->СК).То есть во всех случаях углерод из остаточного аустенита, а-твердого раствора,

13

частиц цементита и дефектов кристаллической решетки идет на образование специальных карбидов.

Известно, что отпуск исследуемой стали приводит к субструктурному превращению: «неф par ментиро ванная су б структура фрагме! [тированная субструктура». Внутри образующихся фрагментов либо присутствует, либо отсутствует дислокационная структура. Первичные и вторичные фрагменты являются дислокационными и содержат внутри себя сетчатую дислокационную субструктуру и ячеистую, соответственно, третичные фрагменты - бездислокационные. Проведенные исследования показали, что дислокационная структура внутри фрагментов связана с распределением карбидных фаз. А именно, в первичных фрагментах в узлах дислокационных сеток присутствуют специальные карбиды (в основном М2С), на границах фрагментов - частицы специальных карбидов и цементита. Во вторичных фрагментах частицы специальных карбидов находятся в стыках ячеек и на границах фрагментов, а частицы цементита - па границах фрагментов. В третичных фрагментах присутствуют только карбиды специального типа (в основном М2С и Мг!Ср), которые располагаются на фаницах и в стыках фрагментов. Три типа фрагментации соответствуют трем стадиям процесса: выделение карбидов, перераспределение и растворение. На рис.6 представлены микрофото (рафии трех типов фрагментов, присутствующих в исследуемой стали, а также их схематические изображения. Там же показана связь карбидных фаз с дефектным строением материала.

Развитие процессов фрагментации способствует образованию карбидной фазы. Постепенно с ростом параметров отпуска фрагментация все больше охватывает объем материала, и частицы специальных карбидов всс более интенсивно вытесняются на гранццы фрагментов (на субграницы): С.К.ВН -*С.К.наг1,(рис.5б).

И

Рис 6 Электрошю-мякромсигачесхие и схема-II № с кис изображения первичных (а), вторичных (б) и третичных {в) фрагмента, образовавшихся при отпуске лигой стали ЗОХШМОА. Связь дислокационной структуры с карбидной фазой (• - частицы специальных карбидов; частшщ цементита)

620 640 Т°С

660

Зак

Рис 7 Изменение объемных долей § цементита (а) и специальных карбидов (б), расположенных внутри (1), на границах (2) структурных составляющих си-фазы и суммарного количества карбидов каждого типа (3) в зависимости от температуры отпуска Т при отпуске 11 часов

Таким образом, исследования показали, что отпуск литой стали ЗОХНЗМФА при 660°С, 1 -100 часов приводит, во-первых, к распаду остаточного аустенита у —> а+карбиды Во-вторых, к превращению карбидной фазы РезС -> С К и, в-третьих, к различной закономерности выделения карбидной фазы внутри и на границам структурных составляющих а-фазы карбиды внутри -> карбиды, на границах Кроме того, можно утверждать, что, во-первых, при отпуске цементит оказывается нестабильной фазой, а специальные карбиды - стабильной и, во-вторых, что независимо от типа карбидных фаз частицы, расположенные на границах и субграницах, оказываются много стабильнее, чем частицы, находящиеся внутри (сравни кривые на рис 5 а и на рис 5 б между собой).

Увеличение температуры отпуска от 600 до 660°С при изохронном отпуске в течение 11 часов приводит к таким же изменениям, что и продолжительность отпуска (рис 7). Пятая глава «Перераспределение атомов углерода при термической обработке стали» состоит из семи разделов и оканчивается выводами по этой главе В данной главе представлены результаты определения положений атомов углерода при термической обработке литой стали ЗОХНЗМФА Было установлено, что перераспределение атомов углерода в литой термообработанной стали ЗОХНЗМФА может протекать по таким же позициям, что и в катаной стали А именно 1) в у-твердом растворе, т е в остаточном аустените; 2) в а-твердом растворе, 3) в карбидных фазах (в частицах цементита и специальных карбвдов) и 4) на дефектах кристаллической решетки Концентрация углерода в а- и у-твердых растворах определялась по параметрам кристаллических решеток а- и у-фаз Содержание углерода в карбидных фазах - исходя их объемных долей и стехиометрического состава Концентрация атомов углерода на дефектах оценивалась по разнице между общим содержанием углерода в сплаве и концентрацией углерода в карбидах и в твердом растворе (а + у) В закаленной стали, независимо от скорости закалки, концентрация углерода в а-твердом растворе составляет величину —1/4 от общей концентрации углерода, в карбидной фазе —1/6, а на дефектах кристаллической решетки находится —1/2 часть углерода Таким образом, особенность закаленной стали - это большая концентрация углерода на дефектах Концентрация углерода в у-твердом растворе зави-

15

сит от скорости закалки А именно, при VI = 10°С/мин она составляет -1/6, а при У2 = 100°С/мин. - <1/10

Отпуск стали при температуре 660°С продолжительностью от 1 до 100 часов приводит к интенсивному уходу атомов углерода из а- и у-твердых растворов и с дефектов кристаллической решетки (рис 8) Необходимо отметить различное поведение углерода в а- и у-твердых растворах при отпуске исследуемой стали. Оно заключается в следующем Отпуск приводит к уменьшению величины аа, поэтому концентрация углерода в а-твердом растворе уменьшается А так как доля а-твердого раствора при отпуске остается практически постоянной (93-97%), то и уменьшение количества углерода в а-

Сс, % 006

0 04

0 02

100

4 6 8 10 100 0 2 4 6 8 10 I, часы часы

Рис 8 Влияние продолжительности отпуска! при температуре 660 С на изменение количества углерода Сс в твердых растворах (а) и на дефектах кристаллического строения (б) 1 - в а-фазе, 2 - в у-фазе, 3 -на дефектах

I! II ! ш ч II III

Сс, % 1 1 А 1 3 1УТ Сс % 1 _

02 и — 1г 02

0 1 р Л- 1 1 0 1 1

0 2 4 6

I часы

10 100

20

60 1 часы

Рис 9 Влияние продолжительности отпуска г при температуре 660°С на изменение содержания углерода Сс в карбидной фазе (1-3) и на дефектах 1 - в цементите, 2 - в специальных карбидах, 3 - количество углерода во всей карбидной фазе, 4 - на дефектах (вертикальными пунктирными линиями и римскими цифрами отмечены стадии изменения содержания углерода при формировании карбидных частиц)

ухода его из сс-кристаллической решетки, а в у-фазе - за счет уменьшения ее объемной доли

Освободившийся углерод идет на образование карбидной фазы (как цементита, так и специальных карбидов) (рис 9) Из рис 9 видно, что кри-

твердом растворе (рис 8, кр 1) связано исключительно с уменьшением концентрации углерода в самом а-твердом растворе Величина а., не зависит от параметров отпуска и остается постоянной, т е концентрация углерода в у-кристаллической решетке также не изменяется Одна-

ко отпуск приводит к быстрому уменьшению объемной доли остаточного аустенита (рис 4, кр 1), и поэтому содержание углерода в у-фазе уменьшается Таким образом, уменьшение содержания углерода в а-фазе происходит за счет

80 100

вые поведения содержания углерода при формировании карбидных частиц при изменении продолжительности отпуска можно разделить на три стадии. 1) продолжительность отпуска составляет 1 час (стадия I); 2) продолжительность отпуска изменяется от 1 до 11 часов (стадия II) и 3) продолжительность отпуска изменяется от 11 до 100 часов (стадия III) Как видно из рис,9, на стадии I независимо от Типа карбидов происходит выделение карбидной фазы внутри и на границах всех структурных составляющих ос-фазы (Са+Су+ Сыф —> +Сск) Стадия II характеризуется перераспределением углерода между цементитом и специальными карбидами, т е. СРе%с ->Сск (цементит постепенно исчезает, специальных карбидов становится все больше) При этом, с одной стороны, частицы цементита внутри кристаллов а-фазы растворяются, а на границах продолжают образовываться С другой стороны, все больше частиц специальных карбидов оказывается на границах и субграницах структурных составляющих а-фазы и все меньше внутри. Поэтому на стадии II происходит еще и перераспределение углерода между позициями углерода в карбидных частицах, расположенных на границах и субграницах, и позициями углерода в карбидных частицах, расположенных внутри структурных составляющих а-фазы в направлении Сгар т -» Стрб тгр На стадии III происходит исчезновение цементита, уход углерода с дефектов кристаллического строения и переход углерода полностью в частицы специальных карбидов, расположенные в основном на границах и субграницах кристаллов а-фазы в направлении с —» с

кар ей карб ш/гр

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1 Установлено, что после закалки карбидная фаза представлена цементитом «самоотпуска» Частицы цементита располагаются внутри части кристаллов мартенсита и во всех кристаллах бейнита и имеют пластинчатую форму На границах кристаллов а-фазы цементит отсутствует Размеры частиц Ре3С убывают при переходе от бейнита к пластинчатому мартенситу и далее - к пакетному мартенситу. Дислокационная структура не связана с распределением карбидной фазы

2 Увеличение скорости закалки приводит к более интенсивному выделению цементита и уменьшению остаточного аусгенига во всех морфологических составляющих а-фазы При этом размеры частиц цементита возрастают, их плотность уменьшается, объемная доля РезС увеличивается

3 При высокой скорости закалки пакетная структура представлена исключительно пакетным мартенситом Уменьшение скорости закалки приводит к появлению пакетного бейнита, который присутствует наряду с пакетным мартенситом Увеличение скорости закалки увеличивает долю пакетного карбидного мартенсита и уменьшает долю безкарбидного

17

4 Отпуск стали приводит, во-первых, к распаду мартенсита, при этом оставшийся после закалки углерод интенсивно уходит из а-твердого раствора и, во-вторых, к интенсивному распаду остаточного аустенита. Скорость распада остаточного аустенита зависит от морфологии у-фазы. быстрее всего распадается остаточный ауслгенит, расположенный внутри кристаллов ос-фазы и имеющий форму «игл», затем следует распад «островков» и последними распадаются прослойки остаточного аустенита, расположенные по границам кристаллов а-фазы.

5 Установлено, что выделение частиц цементита на границах кристаллов ос-фазы происходит в местах распада остаточного аустенита. Отпуск стали при температуре 660°С в течение от 1 до 100 часов приводит к перераспределению цементита вначале, при длительности отпуска 1 час, происходит выделение цементита внутри и по границам мартенситных кристаллов а-фазы, затем при отпуске от 1 до 11 часов - частичное растворение частиц внутри кристаллов и выделение на границах, при дальнейшем увеличении продолжительности отпуска - растворение цементита и внутри, и на границах кристаллов а-фазы, и при отпуске 660°С, 100 часов цементит в материале полностью отсутствует

6 Методом дифракционного анализа установлено, что отпуск приводит к выделению специальных карбидов, которое обусловлено, во-первых, распадом остаточного аустенита и мартенсита по схемам- у -» у+(М2зС6, М^С), а а+(М2С, М12С, М23С6); во-вторых, частичным растворением цементита по схеме РезС —» М2С и, в-третьих, уходом углерода с дислокаций и границ кристаллов а-фазы по схемам- Сдаф —» {М2С, М^С, М23С6) Карбиды типа М2С имеют орторомбическую кристаллическую решетку и присутствуют в основном внутри структурных составляющих Карбиды типа МеС, М12С и М23С6 имеют кубическую кристаллическую решетку и выделяются по границам и внутри кристаллов а-фазы Установлено, что, во-первых, при отпуске цементит оказывается нестабильной фазой, а специальные карбиды - стабильной и, во-вторых, что независимо от типа карбидных фаз частицы, расположенные на границах и субграницах, оказываются много стабильнее, чем частицы, находящиеся внутри

7 Количественно установлено, что увеличение параметров отпуска (температуры и продолжительности) приводит к все более интенсивной замене цементита карбидами специального типа как внутри, так и на границах всех структурных составляющих а-фазы, и при отпуске 660°С, 100 часов в стали присутствуют только карбиды специального типа, причем практически все частицы специальных карбидов оказываются на границах и субграницах кристаллов а-фазы

8 Установлена связь дислокационной фрагментированной сбструктуры с распределением карбидных фаз при отпуске литой стали ЗОХНЗМФА А именно, а) в узлах дислокационных сеток внутри нефрагментированных кри-

18

сталлов а-фазы и фрагментов с сетчатой субструктурой (первичных фрагментов), а также в стыках ячеек во фрагментах с ячеистой субструкхурой (вторичных фрагментах) присутствуют в основном частицы специальных карбидов типа М2С, б) на границах кристаллов а-фазы, на субграницах (на границах всех типов фрагментов), а также в их стыках присутствуют в основном частицы специальных карбидов типа М2С и М2зС6, в) частицы цементита, расположенные внутри кристаллов а-фазы и фрагментов, как и в закаленном состоянии, с дислокациями не связаны

9 Установлено, что в закаленной стали, независимо от скорости закалки, концентрация углерода в а-твердом растворе стали составляет величину -1/4 от общей концентрации углерода, в карбидной фазе —1/6 часть и ~1/2 часть углерода находится на дефектах кристаллической решетки Таким образом, особенность закаленной стали - большая концентрация углерода на дефектах Концентрация углерода в у-твердом растворе зависит от скорости закалки при скорости закалки 100°С/мин (закалка в воду) она составляет <1/10, а при закалке со скоростью 10°С/мин (закалка на воздухе)—1/6

10 Установлено различное поведение углерода в у- и а-твердых растворах при отпуске литой стали ЗОХНЗМФА. в у-фазе концентрация углерода в кристаллической решетке остается постоянной, а уменьшение количества углерода происходит за счет уменьшения объемной доли остаточного аустенита в результате у —> а превращения, объемная доля а-фазы остается практически постоянной, а отпуск приводит к уходу углерода из а-кристаплической решетки

11 Количественно показано, что при формировании карбидных частиц при увеличении продолжительности отпуска поведение углерода можно разделить на три стадии стадия I - продолжительность отпуска 1 час, стадия II - продолжительность отпуска 1-11 часов, стадия III — продолжительность отпуска 11-100 часов

12 Установлено, что на стадии I происходит выделение карбидной фазы независимо от типа карбидов внутри и на границах всех структурных составляющих а-фазы (Са+Сг+Сдеф->СРезС+Сск). Стадия II характеризуется, во-первых, перераспределением углерода между цементитом и специальными карбидами (С^.с ->Сск) и, во-вторых, между позициями углерода в карбидных частицах, расположенных на границах и субграницах, и позициями углерода в карбидных частицах, расположенных внутри структурных составляющих а-фазы {Стр „„ Сшрб т9 ) На стадии III происходит исчезновение цементита, уход углерода с дефектов кристаллического строения и переход углерода полностью в частицы специальных карбидов, расположенные в основном на границах и субграницах 1фисталлов а-фазы ( + Сд1ф ->■ Сск тгр)

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Влияние закалки на структуру и фазовый состав литой конструкционной стали ЗОХНЗМФА / О. В. Тихонькова [и др.] // Ползунов-скийвестник-2005 -№2 -С 153-158

2. Влияние скорости закалки на структуру и количественные параметры мартенсигного превращения в лигой конструкционной среднелегированной стали / О. В. Тихонькова [и др.] // Фундаментальные проблемы современного материаловедения - 2005 - № 1. - С. 118-123

3. Структурно-фазовые превращения в литой конструкционной стали при закалке / О. В. Тихонькова [и др.] // Международная научная конференция «Актуальные проблемы физики твердого тела». -Минск ИФТТиП НАНБеларуси,2005 -Т 2 -С. 94-95

4. Типы морфологических составляющих а-фазы и состояние аусте-нита при различных скоростях закалки / О. В. Тихонькова [и др.] // Всероссийская научно-практическая конференция «Металлургия новые технологии, управление, инновации и качество» - Новокузнецк СибГИУ, 2005. - С. 95-96.

5. Электронно-микроскопические исследования структурно-фазовых состояний лигой закаленной стали ЗОХНЗМФА / О. В. Тихонькова [идр.]//Изв вузов. Черная металлургия - 2006 -№2.-С 31-33

6. Структурно-фазовые изменения при отпуске лигой конструкционной среднелегированной стали / О. В. Тихонькова [и др.] // Фундаментальные проблемы современного материаловедения - 2006 - № 1 -С 96-98

7. Влияние скорости закалки на у—кх-превращение и состояние аусте-нита / О. В. Тихонькова [и др.] // Материаловедение - 2006 — № 8 - С 30-32

8. Эволюция структурно-фазовых состояний в закаленной на мартенсит литой стали при отпуске / О. В. Тихонькова [и др.] // Вестник горно-металлургической секции РАЕН-2006 -Вып 16 -С. 135-140.

9. Влияние отпуска на фазовый состав лигой конструкционной среднелегированной стали / О. В. Тихонькова [и др.] // Изв вузов Черная металлургия - 2007 - № 2. - С. 50-54

10. Тихонькова О.В. Влияние скорости закалки на фазовые превращения в конструкционной стали / О. В. Тихонькова, Н. А. Попова, Э. В. Козлов//Изв вузов Черная металлургия - 2007. - № 4 —С 69-73.

Изд лиц № 01439 от 05 04 2000 Подписано в печать_03.2007

Формат бумаги 60x84 1/16 Бумага писчая Печать офсетная Уел печ л Уч изд л. 1,57- Тираж 100 экз Заказ 0

Сибирский государственный индустриальный университет 654007, г Новокузнецк, ул Кирова, 42 Издательский центр СибГИУ

ВВЕДЕНИЕ

1. КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ

В СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ

1.1. Кристаллическая структура основных фаз

1.2. Кристаллическая структура мартенситной стали после закалки

1.3. Ориентационные соотношения

1.4. Морфология а-мартенситной структуры

1.5. Влияние температуры закалки на структуру а-фазы

1.6. Влияние скорости закалки на структуру а-фазы

1.7. Морфология остаточного аустенита в закаленной стали

1.8. «Самоотпуск» закаленной стали

1.9. Процессы, протекающие при отпуске стали

1.10. Проблема локализации и перераспределения углерода при термической обработке стали

1.11. Особенности литой стали

1.12. Постановка задачи

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материал исследования

2.2. Приборы и методы структурных исследований

2.3. Приготовление образцов для исследования

2.4. Методика количественной обработки результатов исследования

3. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И МОРФОЛОГИЯ ФАЗ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ

3.1. Морфология а-твердого раствора

3.2. Морфология у-твердого раствора

3.3. Карбидная фаза в структуре а-фазы

3.4. Отсутствие связи дислокационной структуры и цементита «самоотпуска»

3.5. Влияние скорости закалки на распределение карбидной фазы

3.6. Усредненная картина у -> а превращения при изменении скорости закалки

3.7. Выводы к гл.З

4. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И ТОНКАЯ СТРУКТУРА ОТПУЩЕННОЙ СТАЛИ

4.1. Влияние продолжительности отпуска на морфологию матрицы стали

4.2. Влияние температуры отпуска на морфологию матрицы стали

4.3. Влияние отпуска на изменение структурных состояний цементита

4.4. Влияние отпуска на карбидные превращения

4.5. Связь дефектной и карбидной подсистем при отпуске

4.6. Влияние продолжительности отпуска на процессы карбидообразования в исследуемой стали

4.7. Влияние продолжительности отпуска на поведение карбидной фазы в объеме материала и на границах раздела

4.8. Влияние продолжительности отпуска на поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих а-матрицы стали

4.9. Влияние температуры отпуска на процессы карбидообразования в исследуемой стали

4.10. Влияние температуры отпуска на поведение цементита в различных структурных составляющих а-фазы

4.11. Влияние температуры отпуска на поведение специальных карбидов в различных структурных составляющих а-фазы

4.12. Выводы к гл.4 144 5. ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ УГЛЕРОДА ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

СТАЛИ

5.1. Места локализации атомов углерода

5.2. Состояние углерода в стали в закаленном состоянии

5.3. Влияние продолжительности отпуска на перераспределение углерода. Стадии процесса

5.4. Поведение углерода на стадии I

5.5. Фазовые превращения на стадии II

5.6. Карбидные превращения на стадии III. Сравнительные оценки поведения углерода на разных стадиях

5.7. Влияние температуры отпуска на перераспределение углерода

Наряду с цветными металлами, композиционными и керамическими материалами, пластмассами сталь продолжает оставаться важнейшим элементом в строительстве, машиностроении, автомобильной, кораблестроительной, нефтедобывающей и др. отраслях. Проблема прочности стальных изделий тесно связана с проблемами экономного расходования сталей. Поэтому металловедение сталей продолжает интенсивно развиваться. Усилиями Российской школы и академика Г.В. Курдюмова и ряда зарубежных коллективов, в том числе украинской школы, в развитии физического материаловедения сталей большую роль стали играть структурные методы исследования, а именно, просвечивающая дифракционная электронная микроскопия и рентгеноструюурный анализ. В России необходимо особо отметить вклады Московской и Екатеринбургской научных школ. Большую роль в развитии науки о сталях сыграли А.П. Гуляев, J1.M. Утевский, Р.И. Энтин, Ю.Н.Петров, M.JI. Бернштейн, М.Н. Спасский, М.П. Усиков, М.А. Штремель, Ю.А. Багаряцкий, В.М. Счастливцев, A.M. Глезер, В.И. Изотов, М.Е. Блантер, В.В. Рыбин, Л.И. Тушинский, А.А. Батаев, М.В. Белоус, В.Н. Гриднев, М.В. Белоус, Ю.Я. Мешков, В.Г. Гаврилюк, Ю.Ф. Иванов, Э.В. Козлов и др.

Необходимо подчеркнуть, что до настоящей работы все исследования в основном проводились на катаных и кованых сталях. Значительное внимание уделялось сварным соединениям. Литые стали исследованы гораздо меньше. Дело в том, что исследование литых сталей осложняется наличием дендритной структуры, которая обязана характеру кристаллизации и связана с кинетикой затвердевания слитка. Дендритная структура, как правило, неоднородна, т.е. концентрация легирующих элементов между дендритными осями и межосными пространствами неодинакова. Влияние ликвации в основном осталось за пределами внимания исследователей. Первые попытки в исследовании тонкой структуры дендритных осей и межосных пространств были выполнены Э.В. Козловым с сотрудниками. Ими была выполнена также большая работа по изучению структуры литой стали, исследованной в настоящей работе. Однако, эта работа касалась только дефектной структуры стали и эволюции внутренних напряжений. Процессам карбидообразования и локализации углерода внимание в ней уделено не было. Не было уделено внимания связи (или отсутствия связи) дефектной структуры с карбидной составляющей, роли распределения углерода, скорости карбидных превращений (особенно превращению «цементит -» специальные карбиды»), локализации карбидных частиц на разных стадиях закалки и отпуска. Поэтому в этом направлении эту работу необходимо было продолжить.

Все выше перечисленные проблемы легли в основу при планировании настоящей работы. Основным методом для поставленных задач было решено выбрать количественную дифракционную электронную микроскопию на тонких фольгах и метод рентгеноструктурного анализа.

Диссертация состоит из пяти глав, введения и выводов. Первая глава - обзорная, вторая посвящена методике эксперимента и характеристике исследуемого сплава. В третьей главе представлен фазовый состав и структура закаленной литой стали: морфология, состав карбидной фазы и влияние скорости закалки на количественные характеристики у -> а превращения. В этой же главе дана усредненная картина у -> а превращения при изменении скорости охлаждения. Четвертая глава посвящена влиянию параметров отпуска на тонкую структуру литой стали ЗОХНЗМФА. Рассмотрено влияние параметров отпуска (температуры и продолжительности) на карбидные превращения и поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих матрицы стали. Особое внимание уделено количественному изучению этих процессов. Пятая глава посвящена влиянию термической обработки на перераспределение углерода в стали ЗОХНЗМФА. Каждая глава заканчивается выводами. В заключительной части диссертации приведены основные выводы.

Актуальность работы. Механические свойства определяются структурой стали. Основными параметрами, влияющими на механические свойства, являются структура твердого раствора, карбидные выделения, дислокационная структура, типы и расположение различного рода границ в стали, внутренние напряжения. Часть из этих задач была решена в работе В.И. Климашина, а часть задач ранее не ставилась и нигде не решалась. Хотя механические свойства литых сталей много исследованы, тем не менее, структурные основы прочности этих сталей изучены мало. Важно изучить структуру карбидной фазы, типы её кристаллических решеток, локализацию на дефектах или вне их, размеры карбидных частиц, а также нахождение углерода в твердых растворах и на дефектах кристаллической решетки.

Научная новизна. Впервые методами электронной микроскопии и рентге-нострукгурного анализа экспериментально изучены на количественном уровне процессы карбидообразования и закономерности перераспределения углерода в ходе термической обработки, выявлено влияние параметров отпуска на поведение карбидной фазы в различных структурных составляющих а-матрицы стали, установлена стадийность карбидных превращений, локализация карбидной фазы в объеме твердого раствора и на дефектах.

Практическая значимость. Параметры карбидной структуры и распределение углерода в разных местах важны как для трактовки механических свойств стали, так и для видоизменения их в нужном направлении путем изменения параметров термической обработки. Методы, примененные для исследования структуры и свойств литой стали ЗОХНЗМФА, могут быть применены для исследования других сталей. Разработан оригинальный метод определения содержания углерода в литой стали и в этой работе выполнена его реализация. Детально описанный он может быть применен для работы с другими сталями.

Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения:

1. Параметры распределения углерода и карбидных фаз в закаленной стали. Отсутствие связи распределения карбидной фазы с дефектной структурой. Данные о максимальной концентрации углерода на дефектах кристаллической решетки после закалки.

2. Влияние скорости закалки на морфологию а-фазы и локализацию цементита.

3. Закономерности кинетики отпуска стали, параметры карбидных превращений и перераспределения углерода. Особенности процессов распада а- и у-твердых растворов. Важная роль взаимодействия дефектов и карбидов в формировании отпущенной стали. Данные о распределении карбидной фазы в первичных, вторичных и третичных фрагментах.

4. Наличие трех стадий формирования карбидных фаз при отпуске. Физические механизмы формирования карбидной структуры на разных стадиях.

167 ВЫВОДЫ

1. Установлено, что после закалки карбидная фаза представлена цементитом «самоотпуска». Частицы цементита располагаются внутри части кристаллов мартенсита и во всех кристаллах бейнита и имеют пластинчатую форму. На границах кристаллов а-фазы цементит отсутствует. Размеры частиц РезС убывают при переходе от бейнита к пластинчатому мартенситу и далее - к пакетному мартенситу. Дислокационная структура не связана с распределением карбидной фазы.

2. Увеличение скорости закалки приводит к более интенсивному выделению цементита и уменьшению остаточного аустенита во всех морфологических составляющих а-фазы. При этом размеры частиц цементита возрастают, их плотность уменьшается, объемная доля Fe3C увеличивается.

3. При высокой скорости закалки пакетная структура представлена исключительно пакетным мартенситом. Уменьшение скорости закалки приводит к появлению пакетного бейнита, который присутствует наряду с пакетным мартенситом. Увеличение скорости закалки увеличивает долю пакетного карбидного мартенсита и уменьшает долю безкарбидного.

4. Отпуск стали приводит, во-первых, к распаду мартенсита, при этом оставшийся после закалки углерод интенсивно уходит из а-твердого раствора и, во-вторых, к интенсивному распаду остаточного аустенита. Скорость распада остаточного аустенита зависит от морфологии у-фазы: быстрее всего распадается остаточный аустенит, расположенный внутри кристаллов а-фазы и имеющий форму «игл», затем следует распад «островков» и последними распадаются прослойки остаточного аустенита, расположенные по границам кристаллов а-фазы.

5. Установлено, что выделение частиц цементита на границах кристаллов а-фазы происходит в местах распада остаточного аустенита. Отпуск стали при температуре 660°С в течение от 1 до 100 часов приводит к перераспределению цементита: вначале, при длительности отпуска 1 час, происходит выделение цементита внутри и по границам мартенситных кристаллов а-фазы, затем при отпуске от 1 до 11 часов - частичное растворение частиц внутри кристаллов и выделение на границах, при дальнейшем увеличении продолжительности отпуска - растворение цементита и внутри, и на границах кристаллов а-фазы, и при отпуске 660°С, 100 часов цементит в материале полностью отсутствует.

6. Методом дифракционного анализа установлено, что отпуск приводит к выделению специальных карбидов, которое обусловлено, во-первых, распадом остаточного аустенита и мартенсита по схемам: у —» у+(М23С6, М6С); а —» а+(М2С, М|2С, М2зС6); во-вторых, частичным растворением цементита по схеме: Fe3C -» М2С и, в-третьих, уходом углерода с дислокаций и границ кристаллов а-фазы по схемам: Сдеф. -» (М2С, М|2С, М23С6). Карбиды типа М2С имеют орторомбическую кристаллическую решетку и присутствуют в основном внутри структурных составляющих. Карбиды типа М6С, М|2С и М23С6 имеют кубическую кристаллическую решетку и выделяются по границам и внутри кристаллов а-фазы. Установлено, что, во-первых, при отпуске цементит оказывается нестабильной фазой, а специальные карбиды -стабильной и, во-вторых, что независимо от типа карбидных фаз частицы, расположенные на границах и субграницах, оказываются много стабильнее, чем частицы, находящиеся внутри.

7. Количественно установлено, что увеличение параметров отпуска (температуры и продолжительности) приводит к все более интенсивной замене цементита карбидами специального типа как внутри, так и на границах всех структурных составляющих а-фазы, и при отпуске 660°С, 100 часов в стали присутствуют только карбиды специального типа, причем практически все частицы специальных карбидов оказываются на границах и субграницах кристаллов а-фазы.

8. Установлена связь дислокационной структуры с распределением карбидных фаз при отпуске литой стали ЗОХНЗМФА. А именно, а) в узлах дислокационных сеток внутри нефрагментированных кристаллов а-фазы и фрагментов с сетчатой субструктурой (первичных фрагментов), а также в стыках ячеек во фрагментах с ячеистой субструктурой (вторичных фрагментах) присутствуют в основном частицы специальных карбидов типа М2С; б) на границах кристаллов а-фазы, на субграницах (на границах всех типов фрагментов), а также в их стыках присутствуют в основном частицы специальных карбидов типа М2С и М2зС6; в) частицы цементита, расположенные внутри кристаллов а-фазы и фрагментов, как и в закаленном состоянии, с дислокациями не связаны.

9. Установлено, что в закаленной стали, независимо от скорости закалки, концентрация углерода в а-твердом растворе стали составляет величину -1/4 от общей концентрации углерода, в карбидной фазе —1/6 часть и -1/2 часть углерода находится на дефектах кристаллической решетки. Таким образом, особенность закаленной стали - большая концентрация углерода на дефектах. Концентрация углерода в у-твердом растворе зависит от скорости закалки: при скорости закалки 100°С/мин. (закалка в воду) она составляет <1/10, а при закалке со скоростью 10°С/мин. (закалка на воздухе) —1/6.

10. Установлено различное поведение углерода в у- и а-твердых растворах при отпуске литой стали ЗОХНЗМФА: в у-фазе концентрация углерода в кристаллической решетке остается постоянной, а уменьшение количества углерода происходит за счет уменьшения объемной доли остаточного аустенита в результате у а превращения; объемная доля а-фазы остается практически постоянной, а отпуск приводит к уходу углерода из а-кристаллической решетки.

11. Количественно показано, что при формировании карбидных частиц при изменении продолжительности отпуска поведение углерода можно разделить на три стадии: стадия I - продолжительность отпуска 1 час; стадия II - продолжительность отпуска 1-11 часов; стадия III - продолжительность отпуска 11-100 часов.

12. Установлено, что на стадии I происходит выделение карбидной фазы независимо от типа карбидов внутри и на границах всех структурных составляющих а-фазы (Са+Сг+ Сдеф CFeyC + Сск ). Стадия II характеризуется, вопервых, перераспределением углерода между цементитом и специальными карбидами (С,, -» Сс к) и, во-вторых, между позициями углерода в карбидных частицах, расположенных на границах и субграницах, и позициями углерода в карбидных частицах, расположенных внутри структурных составляющих а-фазы (Скарв11 -»Скарбна,р ). На стадии III происходит исчезновение цементита, уход углерода с дефектов кристаллического строения и переход углерода полностью в частицы специальных карбидов, расположенные в основном на границах и субграницах кристаллов а-фазы кар.вн. ^ ^карб.на <у?.

171

1. Курдюмов В.Г., Утевский J1.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. -М.: Наука, 1977.-236с.

2. Попов А.А., Попова А.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста. М.: Машгиз, 1961.-430с.

3. Физическое металловедение / Под ред. Р.У. Канна, П. Хаазена: В Зт. М.: Металлургия, 1987. - Т.1: Атомное строение металлов и сплавов. - 640с.

4. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1978. - 647с.

5. Йех Я. Термическая обработка стали. Справочник. М.: Металлургия, 1979. -264с.

6. Вол. А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Т.2. М.: ГИФ-МЛ, 1962.-982с.

7. Томас Дж. Фазовые превращения и микроструктура сплавов с высокой прочностью и вязкостью разрушения. Возможности и ограничения их использования при разработке сплавов// Проблемы разработки конструкционных сплавов. -М.: Металлургия, 1980,-С. 176-203.

8. Лысак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали. -Киев: Техника, 1975. 304с.

9. Kurdjumow G., Sachs G. Uber den Mechanismus der Stahlhaltung // Z. Physik. -1930. V.64. - S.325-329.

10. Nishiyama Z. X-ray investigation of the mechanisms of the transformation from face-centered lattige to bodu-centered cubic // Sci. Repts. Tohoku Imp. Univ. 1936. -V.26, №1. - P.77-83.

11. Greninger A.B., Trojano A.R. The mechanisms of martensite formation // Trans. Met. Soc. AIME. 1949. - V.185, №3. - P.590-597.

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

13. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев: Нау-кова думка, 1978. - 262с.

14. Изотов В.И., Хандаров П.А. Классификация мартенситных структур в сплавах железа // ФММ. 1972. - Т.34, №2. - С.332-338.

15. Apple С.A., Caron R.N., Krauss G. Paket microstructure in Fe 0,2C martensite // Met. Trans. - 1974. - V.5, №3. - P.593-599.

16. Счастливцев B.M., Копцева H.B., Артемова T.B. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа // ФММ. 1976. - Т.41, №5. - С.1251-1260.

17. Krauss G., Marder A.R. The morphology of martensite in iron alloys // Met. Trans. -1971. V.2, №9. - P.2343-2357.

18. Law N.C., Howell P.R., Edmonds D.V. Structure of lath martensite and occurrence of retained austenite in as-quenched Fe-V-C low-alloy steels // Met. Science. 1979. -V.13, №9. - P.507-515.

19. Бернштейн М.Л., Спектор Я.И., Дягтерев B.H. Влияние температуры аустени-зации и горячей деформации на структуру и механические свойства стали 40ХН2МА // ФММ. 1982. - Т.53, №1. - С.68-75.

20. Иванов Ю.Ф. Электронно-микроскопические исследования структуры и фазового состава цементованного слоя стали 20Х2Н4М // Изв. вузов. Черная металлургия. 1990. - №6. - С.55-56.

21. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология мартенситной фазы в низко- и средне-углеродистых мартенситных слаболегированных сталях // Термическая обработка и физика металлов. 1990. - №15. - С.27-34.

22. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Электронно-микроскопический анализ мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1991. - №8. - С.38-41.

23. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Многоступенчатая схема мартенситного превращения низко- и среднеуглеродистых малолегированных сталей // Материаловедение.-2000. №11. - С.33-37.

24. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Объемная и поверхностная закалка конструкционной стали морфологический анализ структуры // Изв. вузов. Физика. - 2002. -№3. - С.5-23.

25. Гриднев В.Н., Петров Ю.Н. Тонкая структура мартенсита углеродистых сталей // МИТОМ. 1967. - №8. - С.29-33.

26. Иванов Ю.Ф. Исследование морфологии и дефектной структуры, процессов отпуска и физической природы предела текучести низко- и среднеуглеродистыхслаболегированных сталей. Дис. . канд. физ.-мат. наук. - Томск, 1989. -269с.

27. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния скорости охлаждения на параметры структуры стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. -1991. №6. - С.50-51.

28. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Исследование влияния параметров аустенизации на морфологию мартенситной фазы стали 38ХНЗМФА // ФММ. 1991. - №11. -С.202-205.

29. Изотов В.И. Структура закаленной стали. Состояние перегрева // ФММ. 1973. - Т.39, №4. - С.801-814.

30. Marder A.R., Krauss G. The morphology of martensite in iron-carbon alloys // Trans. ASM. 1967. - V.60, №1. - P.651-660.

31. Rossman G., Muller P. Bedeutung der Morphology des Martensit fur die Festigkeitseigenschaften von Stahlen // Neue Hutte. 1972. - B.17, №2. - S.91-97.

32. Zenker R. Latten martensit in Eisen-Chrom-Kohlenstoff legierungen // Neue Hutte. -1974. V.19, №5. - S.290-294.

33. Sanden J. Martensite morphology of low-alloy commercial steels // Pract. Metallography. 1980. - V.17, №5. - P.238-248.

34. Umemoto M., Yoshitake E., Tamura J. The morphology of martensite in Fe-C, Fe-Ni-C, Fe-Cr-C alloys // J. Mater. Science. 1983. - V.18, №10. - P.2893-2904.

35. Иванов Ю.Ф., Конева H.A., Козлов Э.В. Структурно-концентрационные диаграммы мартенситных превращений в сплавах железа и сталях // МиТОМ. -1989. №2. - С.2-4.

36. Иванов Ю.Ф. Роль размерного и химического факторов в формировании пакета мартенсита // Вестник РА ЕН РФ. 1996. - Вып.З. - С. 110-120.

37. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1978.-392с.

38. Вознесенский В.В., Изотов В.И., Добриков А.А., Козлов А.П. Влияние величины исходного аустенитного зерна на структуру и предел текучести закаленной на мартенсит стали // ФММ. 1975. - Т.40, №1. - С.92-101.

39. Бернштейн M.JL, Займовский В.А., Капуткина JI.M. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. - 480с.

40. Изотов В.И. Влияние текстуры, формы зерен и субструктуры аустенита после теплой прокатки на структуру мартенсита // ФММ. 1983. - Т.56, №1. - С. 139145.

41. Иванов Ю.Ф. Влияние размера зерна исходного аустенита на структуру пакетного мартенсита сталей и сплавов железа // Изв. вузов. Черная металлургия. -1995. №12. - С.33-38.

42. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Структурная и морфологическая неоднородность закаленной конструкционной стали // Структура и конструктивная прочность стали. Новосибирск: НЭТИ, 1989. - С. 125-130.

43. Иванов Ю.Ф. Влияние технологических параметров на размерную однородность пакетного мартенсита // ФММ. 1992. - №9. - С.57-63.

44. Marder A.R., Krauss G. The formation of low-carbon martensite in Fe С alloys // Trans. A.S.M. - 1969. -V.62, №5. - P.891-896.

45. Marder A.R., Krauss G. The effect of morphology on the strength of lath martensite // Second. Int. Conf. on strength of Met. and alloys. 1970. - V.3. - P.822-823.

46. Карабасова JI.B., Спасский M.H., Штремель M.A. Иерархия структуры малоуглеродистого мартенсита // ФММ. 1974. - Т.37, вып.6. - С.1238-1248.

47. Этерашвили Т.В., Утевский JI.M., Спасский М.Н. Строение пакетного мартенсита и локализация остаточного аустенита в конструкционной стали // ФММ. -1979. Т.48, №4. -С.807-815.

48. Speich G.R., Leslie W.C. Tempering of steels // Met. Trans. 1972. - V.3, №5. -P.1043-1054.

49. Счастливцев B.M. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита конструкционных сталей // ФММ. 1974. - Т.38, №4. - С.793-802.

50. Thomas G., Rao B.V.N. Morphology, crystallography and formation of dislocated (lath) martensite in steels // Мартенситные превращения. Доклады международной конференции ICOMAT-77. Киев: Наукова думка, 1978. - С.57-64.

51. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. -М.: Металлургия, 1973.-584с.

52. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. «Самоотпуск» стали анализ кинетики процессов карбидообразования // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1990. - №12. - С.38-40.

53. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Морфология цементита в мартенситной фазе стали З8ХНЗМФА // ФММ. 1991. - №10. - С.202-205.

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

55. Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. М.: Металлургия, 1972. - 320с.

56. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1962. - 268с.

57. Hirotzu I., Hagakura S. Electron microscopy and diffraction study of the carbide precipitated of the first stage of tempering of martensite medium carbon steels // Trans. Jap. Inst. Met. 1974. - V.15, №2. - P.129-134.

58. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман JI.M. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. - 323с.

59. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильева М.А. Превращения при отпуске стали. -М.: Металлургия, 1973. 232с.

60. Усиков М.П., Хачатурян А.Г. Структурные превращения при низком отпуске углеродистого мартенсита // ФММ. 1977. - Т.43, №3. - С.554-561.

61. Казанцева В.А., Усиков М.П. Исследование структурных особенностей низко-отпущенного мартенсита легированных сталей // ФММ. 1979. - Т.48, №2. -С.358-366.

62. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Кинетика низкотемпературного отпуска закаленной стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Физика. 1993. - №2. - С.39-44.

63. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Взаимопревращения карбидных фаз при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. -1994. №12. - С.26-28.

64. Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Кинетика выделения частиц карбида типа Ме2С при высокотемпературном отпуске стали 38ХНЗМФА // Изв. вузов. Черная металлургия. 1995. - №8. - С.65-67.

65. Винокур В.В., Бейнисович Б.Н., Геллер А.Л., Натансон М.Э. Легирование машиностроительной стали. М.: Металлургия, 1977. - 200с.

66. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н. и др. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых легированных сталей // ФММ. -1976. Т.41, №4. - С.796-804.

67. Бокштейн С.З. Структура и механические свойства легированной стали. М.: Машгиз, 1954.-279с.

68. Ronald T.M.F., Boodswort С. Change in mechanical properties during the fourth-stage tempering of chromium steels // J. Iron and Steej Inst. 1965. - V.203. -P.252-259.

69. Tekin E., Kelly P. Secondaru hardening of vanadium steels // J. Iron and Steej Inst. -1965,- V.203. -P.715-720.

70. Raunor D., Whiteman J.A., Honeycombe R.W.K. Precipitation of molibdenum and vanadium carbide in high-purity iron alloys // J. Iron and Steel Inst. 1966. - V.204, №4. - P.349-354.

71. Raunor D., Whiteman J.A., Honeycombe R.W.K. In situ transformation of Fe3C to Mo2C in iron-molibdenum-carbon alloys // J. Iron and Steel Inst. 1966. - V.204, №11.-P.l 114-1116.

72. Inoue A., Arakawa S., Masumoto T. In situ transformation of cementite to M7C3 and internal devect of M7C3 in high carbon-chromium steel by tempering // Trans. Jap. Inst. Met. 1978. - V.19, №1. - P.l 1-17.

73. Inoue A., Masumoto T. Carbide reaction (M3C -> M7C3 -> M23C6 -> M6C) during tempering of rapidlu solidified high carbon Cr-W and Cr-Mo steels // Met. Trans. -1980. V.l 1A. - P.739-747.

74. Установщиков Ю.И. Вторичное твердение конструкционных легированных сталей. М.: Металлургия, 1982. - 128с.

75. Speich G., Swam P.R. Yield strength and transformation substructure of guenched iron-nickel alloys // J. Iron and Steel Inst. 1965. - V.203. - P.480-485.

76. Иванов Ю.Ф., Гладышев C.A., Попова H.A., Козлов Э.В. Взаимодействие углерода с дефектами и процессы карбидообразования в конструкционных сталях // Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства. Тула: Тул-ПИ, 1986. -С.100-105.

77. Демиденко B.C., Наумов И.И., Козлов Э.В. и др. Структурная неустойчивость в металлах и сплавах // Изв. вузов. Физика. 1998. - №8. - С.16-25.

78. Базаров И.ГТ. Термодинамика. М.: ИФ-МЛ, 1961. - 292с.

79. Белоус М.В. Распределение углерода по состояниям при отпуске закаленных сплавов // Металлофизика. 1970. - №32. - С.79-82.

80. Громов В.Е., Козлов Э,В., Базайкин В.И., Целлермаер В.Я., Иванов Ю.Ф., Игна-тенко Л.Н., Попова Н.А. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки . М.: Недра, 1997. - 293с.

81. Громов B.E., Бердышев B.A., Козлов Э.В., Петров В.И., Сарычев В.Д., Дорофеев В.В., Иванов Ю.Ф., Игнатенко Л.Н., Попова Н.А., Целлермаер В.Я. Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали. М.: Недра коммю-никейшинс ЛТД, 2000. - 176с.

82. Гурьев A.M., Козлов Э.В., Игнатенко Л.Н., Попова Н.А. Физические основы термоциклического борирования сталей. Барнаул: АлтГТУ, 2000. - 177с.

83. Козлов Э.В., Попова Н.А., Григорьева Н.А. и др. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением //Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С. 112-128.

84. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Влияние типа субструктуры на перераспределение углерода в стали мартенситного класса в ходе пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 2002. - №3. - С. 72-86.

85. Попова Н.А. Эволюция дислокационного ансамбля, внутренние поля напряжений и фазовые превращения при пластической деформации сталей с различной структурой. Дисс. . канд. техн. наук. - Томск, 2005. - 297с.

86. Козлов Э.В., Попова Н.А., Теплякова Л.А. и др. Эволюция дефектной структуры и перераспределение углерода при пластической деформации стали с пакетным мартенситом П Физические проблемы прочности и пластичности материалов. Самара: КПИ, 1990. - С.57-70.

87. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Субструктурные и карбидные превращения при пластической деформации в отпущенной хромоникелевой мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1992. - №12. - С.25-32.

88. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко J1.H. и др. Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1994. - №4. - С.76-82.

89. Kozlov E.V., Teplyakova L.A., Koneva N.A., Popova N.A., Ignatenko L.N. Regularities of Phase Transformations under Plastic Deformation // Strength of Materials. Oikawa: The Japan Institute of Metals, 1994. - P.963-966.

90. Козлов Э.В., Попова H.A., Игнатенко Jl.H. и др. Изменение позиций атомов углерода при пластической деформации мартенситной стали // Современные проблемы прочности. Т.1. Великий Новгород, 2001. - С. 106-110.

91. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник / Под ред. M.JI. Бернштейна, А.Г. Рахштадта. М.: Металлургия, 1983. - Т.2. - 386с.

92. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. М.: Металлургия, 1977. - 224с.

93. Чалмерс Б. Теория затвердевания. М.: Металлургия, 1965. - 231с.

94. Баландин Г.Ф. Основы теории формирования отливки. М.: Машиностроение, 1979.-335с.

95. Ершов Г.С., Позняк J1.A. Микронеоднородность металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1985. - 214с.

96. Манохин А.И. Получение однородной стали. М.: Металлургия, 1978. - 224с.

97. Гуляев Б.Б., Пряхин Е.И., Колокольцев В.М. Иерархия структур и механические свойства литой стали // Литейное производство. 1986. - №10. - С.9-11.

98. Приданцев М.В., Давыдова Л.Н., Тамарина И.А. Конструкционные стали. М.; Металлургия, 1980.-287с.

99. Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Теплякова Л.А. и др. Тонкая структура в дендритных осях и межосных пространствах литой стали мартенситного класса // Роль дефектов в физико-механических свойствах твердых тел, ч.П. Барнаул, 1985.-С.87.

100. Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Исследование механизма пластической деформации в дендритных кристаллах литой стали мартенситного класса // Структура и свойства материалов. Новокузнецк, НГПИ, 1988, ч.1 С. 33-34.

101. Иванов Ю. Ф., Попова Н.А., Игнатенко J1.H. и др. Ликвацнонная микронеоднородность конструкционных сталей в литом и катаном состояниях // Структурная и химическая микронеоднородность в материалах. Киев, 1990. -С.94-96.

102. Kelli P.M., Nutting J. The martensite transformation in carbon steels // Proc. Roy. Soc. 1960 (A). - V.259, №1. - P.45-58.

103. Chilton J.M., Barton C.J., Speich G.R. Martensite transformation in low-carbon steels // Journal Iron and Steel Inst. 1970. - V.208, №2. - P.184-193.

104. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971.-256с.

105. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Физматлитература, 1961. - 864с.

106. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и элек-троннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. - 368с.

107. Чернявский B.C. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977. -280с.

108. Глаголев А.А. Геометрические методы количественного анализа агрегатов под микроскопом. Львов: Госгеолиздат, 1941. - 264с.

109. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970. -376с.

110. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. - 208с.

111. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1960. - 448с.

112. ИЗ. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н. и др. Закономерности субструктурно-фазовых превращений при пластической деформации мартенситной стали // Изв. вузов. Физика. 1994. - №4. - С.76-82.

113. Мирзаев Д.А., Корзунов С.Е., Счастливцев В.М. и др. Гамма -> альфа превращение в низкоуглеродистых сплавах Fe Сг // ФММ. - 1986. - Т.61, №2. -С.ЗЗ 1-338.

114. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Отпуск стали. М.: МИСИС, 1997.-336с.

115. Мирзаев Д.А., Корзунов С.Е., Счастливцев В.М. и др. Особенности мартен-ситного и бейнитного превращения в хромистых сталях // ФММ. 1986. -Т.62, №2.-С.318-327.

116. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Баев А.И. и др. Связь мартенситного и бейнитного превращений в углеродистых и легированных сталях // МиТОМ.- 1991. №7. -С.2-3.

117. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1986. 224с.

118. Климашин С.И. Влияние термической обработки на морфологию мартенсита и эволюцию дефектной структуры литой среднелегированной конструкционной стали. Дисс. . канд. техн. наук. - Новокузнецк, 2006. - 199с.

119. Ройтбурд A.JI. Современное состояние теории мартенситных превращений // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. -М.: Наука, 1972.-С.7-33.

120. Козлов Э.В., Попова Н.А., Конева Н.А. Фрагментированная субструктура, формирующаяся в ОЦК-сталях при деформации // Изв. РАН. Серия физическая. 2004. - Т.68, №10. - С. 1419-1427.

121. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 312с.

122. Утевский JI.M., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. - 222с.

123. Козлов Э.В., Попова Н.А., Климашин С.И. и др. Влияние отпуска на субструктуру и скалярную плотность дислокаций литой конструкционной среднелегированной стали // Изв. вузов. Физика. 2006. - №1. - С.44-50.

124. Попова Н.А., Климашин С.И., Конева Н.А. и др. Дислокационные превращения при отпуске литой среднелегированной стали // Вестник горнометаллургической секции РАЕН. 2005. - Вып.15. - С.64-66.

125. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наукова думка, 1987.- 207с.

126. Белоус М.В., Шаталова JI.A., Шейко Ю.П. Состояние углерода в отпущенной и холоднодеформированной стали. Первое превращение при отпуске // ФММ. 1994. - Т.78, №2. - С.99-106.

127. Белоус М.В. Диаграмма распределения углерода по состояниям при отпуске закаленных железоуглеродистых сплавов // ФММ. 1969. - Т.28, №6. -С.1133-1135.

128. Козлов Э.В., Ветер В.В., Попова Н.А. и др. Карбиды на границах фрагментов и стабильность фрагментированной субструктуры // Сплавы с эффектом памяти формы и другие перспективные материалы. С-Пб., 2001. - С.350-355.