CC BY
133
МЕТАЛЛООБРАБОТКА
УДК 621.922
Изотермическая закалка
как инструмент наноформирования
дефектной структуры стали Р18
для улучшения эксплуатационных характеристик
режущего инструмента
В. И. Муравьев, А. В. Фролов, А. М. Злыгостев, В. В. Петров, В. В. Мосечкина, К. А. Саночкин
ГОУ ВПО «Комсомольский-на-Амуре государственный технический университет»
Ключевые слова: изотермическая закалка, предпревращение, быстрорежущая сталь, нанострук-турирование, мезоуровень, напряжения, дефектная структура, акустическая эмиссия, эксплуатационные свойства.
Приведен анализ закалочных напряжений 1-го и 2-го рода; рассмотрены вопросы формирования дефектной структуры на низких масштабных уровнях во время изотермической закалки; предложен режим изотермической закалки, обеспечивающий создание высокой степени плотности дефектов с их равномерным распределением по микрообъемам материала и исключением участков с критической концентрацией дефектов; приведены результаты экспериментальной апробации предложенного режима изотермической закалки.
Введение
Исходя из классической дислокационной теории деформации, за счет увеличения плотности дислокаций и стабилизации их устойчивого состояния можно достичь максимальной прочности сплава, но с минимальным значением его пластичности, особенно при создании плотности дислокаций, близкой к критической. В результате это может привести к хрупкому разрушению изделий и, как следствие, к катастрофическим последствиям. Указанное разрушение может наступить как в процессе изготовления деталей, так и в процессе эксплуатации конструкций. Использование различных режимов отпуска приводит не только к значительному увеличению пластичности, но и к одновременному снижению прочности сплавов. Поэтому задача формирования оптимальной дефектной структуры, обеспечивающей указанные эксплуатационные характеристики, в настоящее время не теряет своей актуальности.
На сегодняшний день известно достаточно большое количество разнообразных методов создания желаемой дефектной структуры, «традиционными» из которых являются: тер-
мическая обработка, легирование, пластическая деформация и т. д. Но большинство разработанных технологий позволяют создавать требуемую дефектную структуру лишь на ме-зоуровне (в соответствии с классификацией мезомеханики). А между тем распределение дислокаций на микро- и наноуровнях отличается неравномерной плотностью, описываемой в общем случае нормальным законом распределения [1]. Поэтому при достижении на мезо-уровне оптимальной степени плотности дислокаций (порядка 1012 см-3), плотность дислокаций в микро- и нанообъемах будет отличаться от указанного значения как в большую, так и в меньшую сторону. В результате получаем в отдельных микрообъемах превышение плотности дислокаций требуемой величины, и, следовательно, повышенную хрупкость этих участков материала, которые при работе изделия под нагрузкой легко разрушаются, образуя внутренние микротрещины, служащие, в свою очередь, концентраторами напряжений и приводящие к преждевременному разрушению материала. Простейший и широко используемый способ решения указанной проблемы заключается в занижении создаваемой плотности дис-
новые материалы и технологии производства
МЕТ^^БРД^к)!
а)
¿Г °С 700 600 500 400 300 200 100
Л
2
4
5 3
0 1000
800
600
400
200 Г °С
¿Г, °С 700 600 500 400 300 200 100
0
б)
2
3Ч 4
5
200
400
г, с
Рис. 1. Температурные перепады по сечению образца в зависимости от температуры центра образца (а) и времени охлаждения (б):
1 — непрерывная закалка в воде; 2 — в масле; 3 — изотермическая закалка в селитре с температурой 300 °С; 4 — в кипящем слое кварцевого песка; 5 — непрерывное охлаждение на воздухе
локации для исключения указанных микрообъемов материала с критической плотностью дефектов. Но в результате в макрообъеме получаем снижение показателей прочности.
Таким образом, разработанные ранее технологии получения заданной дефектной структуры на макро- и мезоуровнях практически достигли своего предела эффективности и требуют дальнейшего совершенствования на микро- и особенно на наноуровнях.
Закалочные макронапряжения
Одним из направлений решения поставленной задачи наноструктурирования дефектной структуры является совершенствование технологии термической обработки металлов, в частности представляет интерес оптимизация режимов изотермической закалки.
Так, рассмотрение процесса закалки на макроуровне показывает, что термические напряжения
а, МПа 4 000 2 000 0
-2 000 -4 000 -6 000
1-го рода в значительной степени определяются интенсивностью охлаждения образца. На рис. 1 представлены диаграммы градиента температур для различных скоростей охлаждения (для различных закалочных сред) цилиндрического образца 0 50 мм из стали Р18. Из графиков видно, что интенсивность охлаждения определяет максимальные значения градиента температур. Упомянутый температурный градиент обусловливает возникновение внутренних термических напряжений первого рода. На рис. 2 представлена диаграмма распределения термических напряжений 1-го рода, возникающих при непрерывной закалке. Расчеты проводились для следующих условий: температура нагрева под закалку — 1270 °С (в соответствии с ГОСТ 19265-73); температура закалочной среды — 20 °С; коэффициент теплопередачи закалочной среды (масло МС-20) — 0,12 Вт/(м . °С); модуль упругости стали Р18 — 2,322 . 105(1 - 34 . 10-5 . Г) МПа (где Т — температура, °С); коэффициент линейного расши-
г , с 10
5 1
40 100
-25
-20
-15
-10
10
15
20
Рис. 2. Кинетика распределения термических напряжений 1-го рода по сечению цилиндрического образца из стали Р18 при его непрерывной закалке в масле МС-20
0
5
х, мм
т, °с
700
600
500
400
300
MH 200
100
( и
А + К
с
\ в
М \
10
102
103
104
t, с
Рис. 3. Изотермическая диаграмма распада переохлажденного аустенита в стали Р18 при нагреве под закалку до температуры 1285 °С
рения стали Р18 — (10,2 + 0,0041- T)10-6 К-1; плотность Р18 — 8800 кг/м3; удельная теплоемкость — 228,2 + 0,944- T Дж/(кг - К); коэффициент теплопроводности — 16,6 + 0,0103 х х T Вт/(м - К) [2, 3].
Видно, что на поверхности образца действуют наиболее опасные (растягивающие по направлению и максимальные по величине) напряжения- Так как эти напряжения линейно зависят от температурного градиента на поверхности образца, то температурный градиент должен быть по возможности минимальным или хотя бы таким, чтобы термические напряжения не превышали предела прочности материала-
С другой стороны, температурный градиент напрямую связан со скоростью охлаждения образца, которая, в свою очередь, определяет тип фазового превращения («аусте-нит ^ мартенсит», либо «аустенит ^ перлит», либо «аустенит ^ бейнит» и т- д-) — (рис- 3) [4]- Эти рассуждения приводят к необходимости создания максимально возможного градиента температур для образования требуемой мартенситной структуры, минуя бейнитное и тем более перлитное превращения-
Компромиссным решением задачи согласования описанных двух противоречивых требований можно считать изотермическую закал-
ку (с последующим многократным отпуском). Однако широко применяемая в настоящее время технология изотермической закалки при температуре 300 °С в течение 1 ч не позволяет в необходимой степени улучшить характеристики материала.
Закалочные напряжения, возникающие на мезоуровне
При рассмотрении механизмов процесса закалки на мезоуровне следует уделить особое внимание закалочным напряжениям 2-го рода, вызванным изменением удельного объема кристаллической решетки при переходе «аустенит ^ мартенсит». Как известно [5], удельный объем аустенита составляет 0,12227-0,12528 см3/г, а удельный объем мартенсита — 0,12708-0,13061 см3/г. Другими словами, в результате мартенситно-го превращения удельный объем увеличивается примерно на 4,1 %. Учитывая, что модуль упругости стали Р18 в среднем составляет 232,2 ГПа, а коэффициент Пуассона принимает значение 0,3, то максимальные закалочные напряжения 2-го рода будут составлять порядка 9500 МПа. Но эти напряжения будут возникать только при наличии в структуре материала стесненной фазы (т. е. при одновременном нахождении внутри материала полученного мартенсита и остаточного аустенита) — в противном случае внутренние напряжения 2-го рода будут нулевыми, так как при полном мартенситном превращении аустенита произойдет лишь увеличение размеров образца [1]. В реальных условиях в процессе закалки не весь аусте-нит претерпевает фазовые превращения, и, следовательно, внутренние напряжения 2-го рода будут распределены по объему материала неравномерно и иметь значение в пределах от 0 до 9,5 ГПа. Более того, распределения значений указанных фазовых напряжений по микрообъемам материала носят случайный характер и описываются нормальным законом распределения с дисперсией, определяемой по формуле:
Б = 185Ъ2(1-Р)Е2,
где Р — вероятность осуществления мартен-ситного превращения (численно равная относительному объемному содержанию мартенсита), коэффициент Ъ = 0,0133; Е — модуль нормальной упругости (Е =232,2 ГПа). Указанная формула справедлива при условии, что относительное объемное содержание мартенсита близко к нулю или к единице. Таким обра-
0
1
p 0,8 0,6 0,4 0,2
0 500 1 000 1 500 2 000 2 500 3 000 3 500
<j, МПа
Рис. 4. Распределение плотности вероятности возникновения закалочных напряжений 2-го рода для различных значений относительного объемного содержания мартенсита
зом, график зависимости закалочных напряжений 2-го рода от объемного содержания мартенсита будет иметь вид, представленный на рис. 4.
При непрерывной закалке относительный объем остаточного аустенита составляет порядка 10 %. Из представленных данных (см. рис. 4) видно, что в этом случае достаточно высока вероятность возникновения фазовых напряжений более 2 ГПа, что существенно превышает предел прочности стали Р18 (который в состоянии поставки составляет около 840 МПа [3]).
В связи с изложенным, с позиции оптимизации фазовых напряжений для исключения критических напряжений в локальных микрообъемах необходимо добиться более полного мартенситного превращения и исключения образования стесненной фазы (в идеале — создать условия для прохождения процесса мартенсит-ного превращения от центра изделия к его поверхности, или, по крайне мере, добиться максимально возможной синхронности мартенситного превращения по всему объему материала).
При одновременном анализе закалочных напряжений 1-го и 2-го рода в первом приближении можно считать, что эти напряжения при изотермической закалке не суммируются, так как первые в основном проявляются при большом градиенте температур (на начальной стадии закалки), а вторые — при температуре мар-тенситного превращения (на завершающем этапе закалки).
Изотермическое структурирование дефектной структуры на наноуровне
Как было указано вначале, с позиции дислокационной теории прочности для достижения оптимальных эксплуатационных характеристик материала необходимо добиться мак-
симально возможной плотности дислокации, но не превышающей критического значения (во избежание утери пластичности), а проанализированные технологии закалки являются инструментом для создания требуемой дефектной структуры. При создании дефектной структуры важно добиться не просто требуемой максимально допустимой плотности дислокаций, но и максимально возможного равномерного их распределения по объему материала. И если классическая закалка еще позволяет в какой-то мере создавать однородную дефектную структуру в макрообъемах, то на микро-и наноуровнях распределение дефектов остается практически неупорядоченным.
В связи с этим представляет интерес упорядочивание дефектной структуры на наноуров-не с использованием эффектов предпревраще-ния [6], суть которых заключается в значительном изменении свойств металлов (главным образом — пластических) вблизи температуры фазовых превращений без изменения их структуры. Классически эти эффекты объясняются тем, что вблизи температуры фазовых переходов ослабевают межатомные связи в кристаллической решетке, что способствует повышению подвижности дислокаций, пластичности материала и т. д. Применительно к поставленной задаче достижения максимальных прочностных и пластических характеристик сплавов это означает, что эффекты предпревраще-ния можно использовать для упорядочения ранее созданной дефектной структуры путем выравнивания концентрации плотности дислокаций как в пределах зерен, так и на более низком структурном уровне.
Таким образом, поставленная задача оптимизации технологии изотермической закалки сводится к выбору оптимальной температуры и оптимальному времени изотермической выдержки.
Из ранее изложенного следует, что для на-ноструктурирования дефектной структуры необходимо установить температуру, находящуюся вблизи температуры фазового превращения, что приведет к ослаблению межатомных связей и повысит подвижность ранее созданных дефектов, которые под действием градиента их концентрации начнут перераспределяться по нанообъему, стремясь создать структуру с одинаковой концентрацией дефектов. Из диаграммы, приведенной на рис. 3, следует, что температуры начала фазовых переходов составляют: 220 °С для мартенситного превращения (Мн); 200-350 °С для бейнитно-го превращения; и 600-800 °С для перлитного превращения. Выдержка в интервале температур перлитного предпревращения не яв-
HRC 62 61 60 59 58
1250
1260 1270 1280 1290 1300 1310 T, °C
Рис. 5. Температурные зависимости твердости (1) и теплостойкости (2) стали Р18 в зависимости от температуры закалки (заштрихованная область соответствует интервалу температур нагрева под закалку по ГОСТ 19265-73)
ляется оптимальной, так как снизит скорость охлаждения детали, что не позволит получить требуемую мартенситную структуру, а также будет способствовать выделению карбидов. Изотермическая выдержка вблизи температуры мартенситного предпревращения может привести к преждевременному несанкционированному началу мартенситного превращения. А выдержка в интервале температур бейнитного предпревращения позволяет, с одной стороны, строго контролировать процесс за счет управления временем выдержки и не допустить начала бейнитного превраще-
а)
t°C
700
600
500
400
300
MH 200
100
П С
А
/
( Б
М
10
102
103
104
t, с
ния, а с другой — легко перейти в нужное время к мартенситному превращению. Кроме того, изотермическая выдержка при указанной температуре позволит снизить закалочные напряжения 1-го рода (по расчетным данным, напряжения уменьшаются в среднем на 20 %), а также максимально приблизить температуру материала к температуре мартенситного превращения, что создает предпосылки для более синхронного мартен-ситного превращения по всему объему материала (что, как было отмечено ранее, приводит к снижению вероятности возникновения критических закалочных напряжений 2-го рода). Из всего диапазона температур бейнит-ного предпревращения наиболее оптимальной можно считать температуру 280- 300 °С (см. рис. 3), поскольку этот режим характеризуется наибольшим выделением энергии во время инкубационного периода до начала бейнитного превращения.
Время изотермической выдержки, очевидно, должно быть таким, чтобы, с одной стороны, не спровоцировать процесс бейнитно-го превращения и чрезмерного перемещения дислокаций, а с другой — таким, чтобы процесс выравнивания плотности дефектов был доведен до завершения. В нашем случае оптимальной является выдержка 10 мин.
Строго говоря, выдержку желательно увеличить за счет создания таких температур-
б)
t°C
700
600
500
400
300
200
Мн
100
( П С
\
А
Б
М
10
102
103
104
t, с
Рис. 6. Изотермические диаграммы распада аустенита в стали Р18 с различным химическим составом: а — С — 0,73 %, 81 — 0,33 %, Сг — 4,39 %, Мо — 0,18 %, W — 17,8 %, V — 1,09 %; б — С — 0,83 %, 81 — 0,18 %, Мп — 0,3 %, Сг — 4,4 %, W — 18,3 %, V — 1,26 %
0
0
1
1
но-временных условий, при которых рабочая точка будет перемещаться параллельно кривой бейнитного превращения (т. е. после указанной изотермической выдержки плавно уменьшать температуру до 220 °С), что дополнительно позволит снизить температуру материала до температуры мартенситного превращения. Но такая технология строго контролируемого изменения температуры по всему сечению изделия достаточно сложна и обеспечивает, по всей видимости, незначительное увеличение описанных эффектов.
Кроме подбора параметров изотермической выдержки, представляет интерес и выбор температуры нагрева под закалку. В интервале температур закалки 1260-1300 °С, соответствующих (0,90-0,99) температуре плавления, вначале наблюдается замедление роста теплостойкости и твердости закаленных образцов с ростом температуры закалки (рис. 5) и одновременно резко снижается их горячая пластичность (эффект высокотемпературной хрупкости) [7]. Дальнейшее увеличение температуры нагрева под закалку вызывает резкое увеличение твердости и теплостойкости.
Такая закономерность изменения свойств быстрорежущей стали также является следствием эффектов предпревращения (точнее, предплавления), приводящих к выравниванию ранее созданной дефектной структуры на низких масштабных уровнях и более полному растворению легирующих элементов в аусте-ните. Анализ изотермических диаграмм распада аустенита при различных температурах нагрева под закалку показывает, что увеличение температуры нагрева под закалку, а равно и ее уменьшение, приводят к уменьшению интервала времени до начала бейнитного превращения. Для нашего случая максимально возможная изотермическая выдержка обеспечивается при температурах нагрева под закалку 1280-1290 °С.
Кроме того, необходимо учесть, что на положение точки начала бейнитного превращения и на температуру плавления (следовательно, и на температуру нагрева под закалку) значительное влияние оказывает химический состав стали (рис. 3, 6). Диаграмма на рис. 3 соответствует следующему химическому составу стали: С — 0,81 %, ¡31 — 0,23 %, Мп — 0,17 %, Сг — 4,23 %, Ж — 17,6 %, V — 1,08 % [4]. Из диаграмм видно, что даже небольшое изменение химического состава (в рамках допусков ГОСТ 19265-73) приводит к значительному изменению как формы изотермической кривой бейнитного превращения, так и ее места положения на диаграмме. Поэтому температуру и время изотермической выдержки,
равно как и температуру нагрева под закалку, для достижения максимального эффекта дефектного наноструктурирования необходимо определять для каждой плавки стали Р18. В идеале во время изотермической выдержки необходимо непрерывно контролировать процесс распада аустенита и на начальной стадии бейнитного превращения провоцировать процесс мартенситного превращения (резким снижением температуры).
Результаты исследований
Для подтверждения теоретических расчетов оптимальных режимов изотермической закалки стали Р18, обеспечивающих нанострук-турирование дефектной структуры, авторами были проведены следующие эксперименты.
Исходные отожженные образцы из стали Р18 цилиндрического сечения 0 50 мм подвергались следующим режимам закалки: непрерывная закалка в масле МС-20; изотермическая закалка в селитре (300 °С) с выдержкой 5 мин и 60 мин (рис. 7) с последующим охлаждением в воде. Температура нагрева под закалку составляла 1290 °С. После закалки выполнялся традиционный трехкратный отпуск при температуре 560 °С в течение 1 ч.
т °с
700
600
500
400
300
Мн 200
100
( и
А
\ N Б
1
М а б в
10
102
103
104
г, с
Рис. 7. Исследованные режимы изотермической закалки, совмещенные с изотермической диаграммой распада аустенита: а — непрерывная закалка; б — изотермическая с выдержкой 5 мин; в — изотермическая с выдержкой 1 ч
0
1
МП^ППООБ^^Ш
новые материалы и технологии производства
Таблица 1
Механические свойства образцов из стали Р18 после различных видов их термической обработки
Параметр Режим закалки
Непрерывная Изотермическая с выдержкой
5 мин 1 ч
ств, МПа 1980 2868 2565
HRC (640 °С) 54 59 53
После термической обработки определялись следующие механические свойства образцов: предел прочности (при одноосном растяжении с постоянной скоростью) и красностойкость (при 640 °С). Для исследования внутренних процессов, происходящих во время деформации и разрушения на низких масштабных уровнях, применялся метод акустической эмиссии [8]. Кроме того, для комплексной оценки влияния режимов изотермической закалки на эксплуатационные свойства режущего инструмента из стали Р18 определялось относительное изменение ресурса режущего инструмента (определяемого по количеству просверленных отверстий до затупления инструмента).
Результаты исследования механических характеристик представлены в табл. 1.
Результаты акустико-эмиссионного (АЭ) исследования процесса деформации и разруше-
а)
N 3 500 3 000 2 500 2 000 1 500 1 000 500
б)
N с
0
160 140 120 100 80 60 40 20
0
3
4
2
/ //
1 / /
// 0
5 0 10 0 15 0 Время, с
3
J f
2
1 {\ ы 4
II а ^ 1 /v ; 0
' i À>'' 1 !
J и * i» 1
(hbai^iaéiiï ' Л/ л Ad
3,625
7,25
10,875
5, %
Рис. 8. Диаграммы акустической эмиссии, полученные при испытании образцов из стали Р18 после различных режимов их термической обработки: 1 — непрерывная закалка в воде; 2 — непрерывная закалка в масле МС-20; 3 — изотермическая закалка с выдержкой 5 мин; 4 — изотермическая закалка с выдержкой 1 ч; 0 — исходный отожженный образец
ния представлены на рис. 8, где N — суммарный счет АЭ импульсов (сумма импульсов, зарегистрированных с момента начала испытания); N — интенсивность АЭ (число АЭ сигналов, зафиксированных за 1 с). Принимая во внимание, что максимум интенсивности акустической эмиссии приходится на период смены механизмов упругой деформации механизмами пластической деформации (фактически на площадку текучести), из диаграммы интенсивности АЭ видно, что изотермическая закалка «сдвигает» площадку текучести в сторону больших деформаций. Учитывая, что характер кривой суммарного счета на завершающем этапе испытаний коррелирует с характером разрушения (хрупкому разрушению соответствует экспоненциальный вид кривой, а вязкому — логарифмический), из диаграммы суммарного счета видно, что изотермическая закалка приводит к повышению вязкости разрушения, т. е. к увеличению пластических свойств материала. Из диаграммы также видно, что во время испытания изотермически закаленного образца с выдержкой 5 мин зарегистрировано максимальное количество АЭ сигналов (также превышающее сумму АЭ сигналов, полученных при испытании изотермически закаленного образца с выдержкой 1 ч). Этот факт объясняется более равномерной дефектной наноструктурой указанного образца с минимальным количеством областей с критической степенью концентрации дефектов, в результате чего равномерно распределенные дефекты дольше «работают» (с излучением соответствующих АЭ сигналов) без образования микро- и макроконцентраторов напряжений.
Результаты исследования влияния режимов закалки на эксплуатационные характеристики режущего инструмента представлены в табл. 2.
Из представленных данных видно, что разработанная технология изотермической закалки обеспечивает не только увеличение ресурса работы режущего инструмента, но и повышение вязкости разрушения, что косвенно подтверждает ранее сделанные выводы об увеличении пластических свойств материала при одновременном повышении прочностных характеристик.
Основные выводы
1. Классические технологии закалки, ориентированные на создание необходимой дефектной структуры на макро- и мезоуровнях, фактически достигли предела своих потенциальных возможностей и требуют дальнейшего совершенствования на микро- и нано-уровнях.
Таблица 2
Влияние режимов закалки на изменение ресурса режущего инструмента из стали Р18
Режим закалки Средняя суммарная глубина просверленных отверстий в пластине из ст.50 (со скоростью 32 м/мин, при частоте вращения шпинделя 16 000 об/мин) до перезаточки инструмента, мм Относительное изменение ресурса режущего инструмента Количество хрупкоразрушенного инструмента во время испытаний
Непрерывная 162 - 25 %
Изотермическая 270 +66,6 % 0
с выдержкой 5 мин
Изотермическая 145 -10,5 % 0
с выдержкой 1 ч
2. Традиционные технологии закалки создают значительные закалочные напряжения 1-го и 2-го рода, обусловливающие возникновение участков материала со степенью концентрации дефектов, превышающей критическую, что приводит к резкому ухудшению эксплуатационных свойств готовых изделий.
3. Изотермическая закалка является перспективным инструментом наноформирова-ния дефектной структуры материала, обеспечивающей равномерное распределение дефектов, создание плотности дислокаций, близкой к критической, но с исключением участков с концентрацией дефектов выше критической. В результате этого открываются возможности одновременного увеличения как прочностных, так и пластических свойств материалов.
4. Параметры режимов изотермической закалки (главным образом температура нагрева под закалку, температура и время изотермической выдержки) оказывают большое влияние на механические характеристики материала и нуждаются в тщательном точном расчете и подборе.
5. Разработанный режим изотермической закалки для стали Р18, включающий (в зависимости от химического состава стали) температуру нагрева под закалку 1280-1290 °С, температуру изотермической выдержки от 280 до 320 °С и время выдержки, исключающее бейнитное превращение, позволяет выравнивать плотность дефектов на низких структурных уровнях и в результате комплексно улучшить характеристики материала, в том числе увеличить предел прочности в среднем на 45 %, повысить красностойкость в среднем на 9 % при одновременном увеличении пластичности, что обусловливает улучшение комплексных эксплуатационных характеристик готового изделия в среднем на 66 %.
6. Химический состав стали оказывает значительное влияние на параметры изотермической закалки (температуру нагрева, температуру и время изотермической выдержки), в связи с чем для достижения максимального эффекта необходимо подбирать индивиду-
альные режимы закалки для каждой плавки. Представляется перспективной разработка технологии непрерывного контроля фазового состояния стали во время изотермической выдержки с целью максимизации ее длительности и доведения до границы бейнитного превращения в автоматическом режиме при любом химическом составе закаливаемой стали.
7. Указанная технология изотермической закалки нуждается в более детальном изучении, расчете более эффективных режимов термической обработки (в том числе продлении изотермической выдержки с одновременным снижением температуры, обеспечивающей перемещение рабочей точки вдоль границы изотермической кривой бейнитного превращения) и экспериментальном подтверждении этих расчетных данных.
Литература
1. Богачев И. Н., Вайнштейн А. А., Волков С. Д. Введение в статистическое металловедение. М.: Металлургия, 1972. 216 с.
2. Юрнеева В. Н., Лебедева П. Д. Теплотехнический справочник. Т. 1. М.: Энергия, 1975. 744 с.
3. Сорокин В. Г. Марочник сталей и сплавов. М.: Машиностроение, 1989. 640 с.
4. Попов А. А., Попова Л. Е. Справочник термиста. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустени-та. М.: Машгиз, 1961. 430 с.
5. Юрьев С. Ф. Удельные объемы фаз в мар-тенситном превращении аустенита. М.: Метал-лургиздат, 1960.
6. Гуляев А. П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. 544 с.
7. Забильский В. В., Никонова Р. М. Хрупкость сталей при околосолидусных температурах (состояние проблемы) // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. № 6. С. 19-25.
8. Семашко Н. А., Фролов А. В., Муравьев В. И. и др. Применение новых информационных параметров акустической эмиссии для исследования кинетики деформации материалов и прогнозирования их механических характеристик // Сб. материалов науч. конф. «Нелинейная динамика и прикладная синергетика». Комсомольск-на-Амуре: ГОУВПО «Комсомольский-на-Амуре государственный технический университет», 2003. С. 9-15.
