CC BY
0
https://doi.Org/10.62669/17270227.2024.3.33
УДК 621.7.011
1.3.8 - Физика конденсированного состояния (технические науки)
К вопросу о влиянии температуры закалки и уровня одноосных напряжений растяжения на параметры гамма-альфа превращения в мартенситно-стареющей стали при переохлаждении в интервал минусовых температур
В. Б. Дементьев, Т. М. Махнева, А. А. Сухих
Удмуртский федеральный исследовательский центр УрО РАН, Россия, 426067, Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
Аннотация. На основе построенных диаграмм изотермического распада остаточного аустенита закалки исследована кинетика мартенситного гамма-альфа-превращения под механической нагрузкой при минусовых температурах в мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т. Выполнен анализ изменения устойчивости остаточного аустенита к переохлаждению, изотермическому распаду и сопротивления одноосным напряжениям растяжения в интервале температур от 0 до -100 °С. Показано, что без нагрузки устойчивость остаточного аустенита в интервале минусовых температур зависит от температуры закалки. Самую высокую устойчивость к переохлаждению имеет остаточный аустенит после закалки с 1050 °С. Устойчивость остаточного аустенита к изотермическому распаду имеет более сложный характер и также зависит от температуры закалки. Приложенные упругие напряжения растяжения в диапазоне от 20 до 450 МПа значительно и неоднозначно изменили характер мартенситного у^а-превращения. Нестабильность предмартенситного состояния и малая сдвиговая устойчивость остаточного аустенита закалки поверхностного слоя предопределили образование в структуре исследуемой стали двух типов мартенсита и волнообразный (стадийный) характер сопротивления аустенита упругим нагрузкам.
Ключевые слова: мартенситно-стареющая сталь, закалка, остаточный аустенит, изотермический распад, упругие напряжения, минусовые температуры, резистометрия.
Н Татьяна Махнева, e-mail: mah@udman. ru
On the question of the influence of hardening temperature and the level of uniaxial tensile stresses on the parameters of gamma-alpha transformation in maraging steel during supercooling in the sub-zero temperature range
Vyacheslav B. Dementyev, Tatyana M. Makhneva, Arkadiy A. Sukhikh
Udmurt Federal Research Center UB RAS (34, T. Baramzina St., Izhevsk, 426067, Russian Federation)
Summary. Based on the constructed diagrams of the isothermal decomposition of quenched retained austenite, the kinetics of martensitic gamma-alpha-transformation under mechanical load at sub-zero temperatures in maraging steel 08H15N5D2T (rus) was studied. An analysis was made of the changes in the retained austenite resistance to overcooling, isothermal decomposition and resistance to uniaxial tensile stresses in the temperature range from 0 to -100 °C. It has been shown that without load, the stability of retained austenite in the sub-zero temperature range depends on the quenching temperature. After quenching from 1050 °C residual austenite has the highest resistance to overcooling. The resistance of retained austenite to isothermal decomposition is more complex and depends on the quenching temperature. Applied elastic tensile stresses in the range from 20 to 450 MPa significantly and ambiguously changed the nature of the martensitic gamma-alpha-transformation. The instability of the pre-martensitic state and the low shear stability of the retained austenite in the surface layer predetermined the formation of two types of martensite in the structure of the steel under study and the wave-like (stage-by-stage) nature of the resistance of austenite to elastic loads.
Keywords: maraging steel, retained austenite, hardening, isothermal decomposition, elastic stresses, sub-zero temperatures, resistometry.
Н Tatyana Makhneva, e-mail: mah@udman.ru
ВВЕДЕНИЕ
Особенности кинетики мартенситных превращений, происходящих в условиях упругой среды и относительно малой энергии тепловых колебаний атомов, были рассмотрены еще в XX веке ученым-металловедом Георгием Вячеславовичем Курдюмовым с сотрудниками [ 1]. Фундаментальные положения его работ по мартенситным превращениям (МП) остаются актуальными и по сей день.
В настоящее время при эксплуатации изделий машин в условиях минусовых температур используют некоторые мартенситно-стареющие стали с аустенитом, как классические (Fe-Ni-Co-Ti), так и нержавеющие (Fe-Cr-Ni) [2]. Авторы работы [3] считают,
что прочностные свойства этих сталей находятся в прямой зависимости от количества мартенсита в структуре, а свойства при низких температурах в значительной степени определяются количеством аустенита и его устойчивостью к у^-а-превращению.
Целесообразность исследования кинетики у^а-превращения в мартенситно-стареющих сталях при переохлаждении в интервал минусовых температур вызвана необходимостью оптимизации способов термической обработки, в частности, обработки холодом этих сталей, и установления роли упругой деформации в эволюции структуры при температурах ниже нуля [4].
В последнее время изучению роли аустенита при минусовых температурах в этих сталях посвящены исследования [5 - 8]. Установлено, что условия формирования аустенита существенно влияют на соотношение фаз мартенсита и аустенита, определяют характеристики прочности, надежности и, в частности, положение температуры перехода стали в хрупкое состояние (Т^ш^). За счёт формирования в структуре стали 03Н18К9М5Т аустенита различной деформационной стабильности и особой морфологии существует возможность повысить уровень ударной вязкости (КСи) и характеристик трещиностойкости 5с) ~ в 1.5 - 3 раза [5, 8].
Кинетика фазового у^а-мартенситного превращения, которое происходит в рабочем для этих сталей интервале минусовых температур, также исследована. Определены параметры мартенситного превращения при температурах ниже нуля, выполнена оценка устойчивости аустенита отжига в двухфазной (а+у)-области к переохлаждению и к упругим одноосным напряжениям растяжения [9 - 12].
Настоящая работа имела целью построение диаграмм изотермического распада переохлажденного остаточного аустенита закалки для холоднокатаной мартенситно-стареющей стали в условиях минусовых температур и установление зависимости параметров у^а-превращения от уровня прикладываемых упругих напряжений растяжения.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исходное состояние аустенита формировали на образцах размером 5.0x35.0x0.6 мм, вырезанных из листа холоднокатаной промышленной стали 08Х15Н5Д2Т. Образцы подвергали закалке по режимам 1, 2, 3 с температурой (Тьм-а): 950 °С, 1000 °С, 1050 °С соответственно. Выдержка при температуре закалки составляла 1 ч, охлаждение производилось на воздухе. Одноосные напряжения растяжения (огеп) создавали механическими нагрузками в упругом диапазоне от 20 до 450 МПа [13].
Характеристики устойчивости остаточного аустенита закалки (ОАЬагй) к изотермическому распаду (т;пе - продолжительность инкубационного периода, таес - период распада) и температуру минимальной устойчивости к переохлаждению (Т8) оценивали по параметрам диаграмм изотермического распада переохлажденного аустенита, построенным на основе кинетических кривых электросопротивления Я = Г(т) - метода, чувствительного к атомной структуре и наиболее эффективного при минусовых температурах [14]. За критические температуры начала Мьеё и конца Мепа у^а-превращения принимали момент начала падения электросопротивления и момент установления его постоянного значения соответственно [13].
РЕЗУЛЬТАТЫ
Устойчивость к изотермическому распаду остаточного аустенита при переохлаждении исследованной стали в интервал минусовых температур и влияние температуры закалки на характер у^а-превращения и его параметры без нагрузки представлены диаграммами на рис. 1 и в таблице. Изотермы МП имеют обычный С-образный вид с лишь той разницей, что МП происходит в разных температурных интервалах (рис. 1, а). С повышением температуры закалки (Ть^) от 950 до 1050 °С ширина интервала у^а-превращения (А) уменьшается с 47 до 10 °С, см. табл., ряд 1, а, Ь, с.
Зависимость параметров МП (Ts, ТщС, Tdec) от температуры закалки очевидна (рис. 1, b) и не всегда имеет линейный характер. Устойчивость OAhard к переохлаждению определяется температурой закалки, и чем выше Thard, тем при более низкой температуре реализуется МП (рис. 1, 6, кривая Ts).
т,°с
-30 -
-50 -
-70 -
-90 -
-110
^inc' " dec' mln
144
140 b) /
120
100
-50 / □ 90
80
68
60 óTXV^s
40 О 42
Tine \ с -81 /
20
11е
0 -'- «
2.8
3.3
3.8 lg т, sec
900
950
1000 1050 Th;
Ts, °с
-20 -40 -60 -80
-100
о Г avils у
Рис. 1. Изотермические диаграммы распада (а) и параметры у^а-превращения (b) остаточного аустенита
при минусовых температурах в зависимости от режимов закалки в холоднокатаной стали 08Х15Н5Д2Т: а) кривые (1beg-1end), (2beg-2end) и (3beg-3end) - соответственно, закалка 950 °С (1 ч), 1000 °С (1 ч) и 1050 °С (1 ч);
(1beg-3beg) - начало (Mbeg) и (1end-3end) - конец (Mend) у^а-превращения
Fig. 1. Isothermal decomposition diagrams (a) and parameters of у^а-transformation (b) of retained austenite at sub-zero temperatures depending on hardening modes in cold-rolled steel 08H15N5D2T (rus): a) curves (1beg-1end), (2beg-2end) and (3beg-3end) - respectively, hardening at 950 °С (1 h), 1000 °С (1 h) and 1050 °С (1 h);
(1beg-3beg) - the beginning (Mbeg) and (1end-3end) - the end (Mend) of the у^а-transformation
Как видно из рис. 1 OAhard режима 1 (кривые 1beg-1end.) имеет самый длительный инкубационный период (iinc = 68 мин). Его распад происходит в самом широком интервале температур (А = 47 °С) и за минимальное время (idec = 65 мин), рис. 1, b и табл., ряд 1, a. Остаточный аустенит режима 2 (кривые 2beg-2end) устойчив к переохлаждению до температур порядка -80 °С (рис. 1, b и табл., ряд 1, b). Его особенностью является длительный распад с минимальным инкубационным периодом: у^а-превращение начинается спустя несколько минут (iinc = 11 мин), а заканчивается после 2.5 ч изотермической выдержки (idec = 144 мин), рис. 1, b и табл., ряд 1, b). Более устойчивый к переохлаждению OAhard режима 3 с инкуба-циионным периодом idec = 42 мин (рис. 1, a, кривые 3beg-3end) распадается в самом узком интервале температур переохлаждения (А = 10 °С) за 90 мин (рис. 1, b и табл., ряд 1, с).
Снижение параметра Ts с повышением температуры закалки в интервале от 950 до 1050 °С авторы работы [11] связывают с увеличением легированности OAhard аустенитообразующими элементами, переходящими в твердый раствор аустенита из карбидов и карбо-нитридов в результате диссоциации. Нелинейность изменения параметров iinc и xdec объясняют химической и структурной неоднородностью твердого раствора OAhard.
Очевидно, что без нагрузки Thard влияет на характеристики у^а-превращения через свойства твердого раствора, величину зерна, сформированные при нагреве, а также через уровень остаточных напряжений, накопленных в стали вследствие процессов, происходящих в структуре при закалке и переохлаждении в интервал минусовых температур [15].
Аналогичные С-образные диаграммы у^а-превращения были построены и для образцов под одноосной нагрузкой растяжения в диапазоне от 20 до 450 МПа. Параметры диаграмм МП обобщены и сведены в таблицу, а их изменение в зависимости от уровня прилагаемой нагрузки и температуры нагрева под закалку приведены на рис. 2.
Как видно из таблицы, параметры у^а-превращения под воздействием одноосных напряжений растяжения значительно изменились. Во-первых, МП происходит в более узком интервале температур при всех нагрузках (А = 10 ^ 28 °С), табл., ряд 2-7, а, b, с, по сравнению с таковыми без нагрузки (А: 47 °С, 30 °С, 10 °С) соответственно после режимов 1, 2, 3, см. табл., ряд 1, а, b, с) и с минимальным инкубационным периодом. Во-вторых, кинетика распада приобрела волнообразный характер (табл., т,1ес, ряд 2-7, a, b, c). В третьих,
все С-кривые (изотермы) сдвинуты по оси Х в интервал наименьших величин Тщс (1 - 5 мин), а по оси Y - к более высоким температурам Ts. Максимальный сдвиг температуры Ts составил 22 °С для образцов режима 1 (табл., ряд 1-7, a) и 59 °С - для режимов 2, 3 (табл., ряд 1-7, b и 1-6, с).
Таблица - Параметры изотермического у ^а-превращения остаточного аустенита в холоднокатаной мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т при минусовых температурах в зависимости от величины приложенных напряжений растяжения после различных температур закалки
Table - Parameters of isothermal у ^а-transformation of retained austenite in cold-rolled maraging steel 08Х15Н5Д2Т (rus) at sub-zero temperatures depending on the magnitude of applied tensile stresses after different hardening temperatures
№ row °tenj MPa Temperature range у ^а-transformation, °С Д, °С Ts., °С Tjnc., min Tdec., min
a) mode 1: hardening 950 °C, 1 h
1 0 -18 - - -65 47 -50 68 65
2 20 -40 - -55 15 -46 1 50
3 50 -20 - -35 15 -28 1 60
4 100 -20 - -40 20 -32 2 380
5 150 -30 - - -45 15 -36 1 215
6 300 -20 - -35 15 -31 2 150
7 450 -40 - -53 13 -28 1 215
b) mode 2: hardening 1000 °C, 1 h
1 0 -61 - -91 30 -81 11 144
2 20 -30 - -45 15 -38 1 39
3 50 -25- -40 15 -28 1 126
4 100 -23 -40 17 -32 1 280
5 150 -17 -33 16 -22 1 90
6 300 -20 -35 15 -29 1 150
7 450 -27 - -45 18 -34 1 43
c) mode 3: hardening 1050 °C, 1 h
1 0 -86 - -96 10 -92 42 90
2 20 -40 -50 10 -43 1 220
3 50 -30 -50 20 -43 5 114
4 100 -32 -60 28 -40 1 160
5 150 -50 -62 12 -58 1 184
6 300 -27 -50 23 -33 1 95
Жирным шрифтом отмечена высота пиков и параметры МП без нагрузки
The height of the peaks and MP parameters without load are indicated in bold
Характер влияния механических нагрузок на параметры диаграмм (xinc, xdec, Ts) является сложным (нелинейным). Зависимости их от уровня прикладываемых нагрузок определяются температурой нагрева под закалку (рис. 2). При напряжениях в 20 МПа независимо от исходного состояния аустенита температура Ts (температура "носа" С-кривой) повысилась для образцов всех трех режимов: 1 - на 4 °С; 2 - на 43 °С и 3 - на 49 °С по сравнению с Ts без нагрузки (рис. 2, a, и табл., ряд 2, а, b, с).
Увеличение нагрузки до 100 МПа также привело к монотонному повышению температуры Ts до -32 °С (см. табл.) для режимов 1 и 2 через первый максимум -28° на кривой Ts = /(oten) при нагрузке в 50 МПа (рис. 2 a, кривые 1, 2, первая волна). Пик первой волны для режима 3 при этой нагрузке зарегистрирован при Ts = -40 °С, рис. 2, a, кривая 3 и табл., ряд 4, с. Сдвиг этого пика на кривой Ts = /(oten) составил 50 МПа. Вторая волна зависимости Ts = /(oten) для режима 2 при нагрузке в 150 МПа соответствует минимальной температуре переохлаждения (Ts = -22 °С), до которой OAhard сохраняет свою устойчивость (рис. 2, a, кривая 2). Более устойчивым к переохлаждению при этой нагрузке является OAhard режимов 1 (Ts = -36 °С) и 3 (Ts = -58 °С), рис. 2, a, кривые 1, 3 и табл., ряд 5, a, c. Следовательно, у^а-превращение OAhard этих режимов может быть реализовано при
температурах Mbeg более низких, чем для OAhard режима 2. При дальнейшем повышении нагрузки до 450 МПа критическая температура начала (Mbeg) у^а-превращения при Ts повышается до -28 ^ -34 °С при минимальном инкубационном периоде ТщС = 1 мин
(рис. 2, а, Ъ и табл.).
100 200 300 400
Tensile stress, МРа Tensile stress, МРа Tensile stress, MPa
Рис. 2. Влияние уровня напряжений растяжения на параметры изотермического у^а-превращения остаточного аустенита при минусовых температурах в холоднокатаной стали 08Х15Н5Д2Т после различных режимов закалки:
1 - 950 °С, 1 ч; 2 - 1000 °С, 1 ч; 3 - 1050 °С, 1 ч
Fig. 2. Influence of the level of tensile stress on the parameters of the isothermal у^а-transformation of retained austenite at sub-zero temperatures in cold-rolled steel 08H15N5D2T (rus) after various hardening modes:
1 - 950 °C, 1 h; 2 - 1000 °C, 1 h; 3 - 1050 °C, 1 h Особенностью кинетики распада остаточного аустенита закалки при минусовых температурах является его постадийность, как известно для классической мартенситно-стареющей стали [16], которая, в нашем случае, выражается в различной высоте и ширине пиков на кривой зависимости xdec = /(Gten), рис. 2, с. Распад OAhard зависит как от уровня нагрузки, так и от температуры закалки. Под воздействием механических нагрузок на каждой из кривых прослеживается по 2 пика.
Первая стадия для OAhard режима 3 выражена узким пиком при нагрузке в 20 МПа с высотой пика, соответствующего 220 мин распада (рис. 2, с, кривая 3 и табл., ряд 2, с). Эту стадию, как считают авторы работ [17, 18], можно связать с образованием на поверхности образца мартенсита напряжения (Ма), наведенного нагрузкой в 20 МПа. Это не противоречит экспериментальным данным, полученными автором работы [17] на монокристаллах сплава системы Fe-Cr-Ni и нержавеющей стали, который металлографически показал наличие "поверхностного мартенсита" в виде полос Людерса (рис. 3), а также автором работы [18] при исследовании "поверхностного мартенсита" в легированных сплавах этой же системы с изотермической кинетикой. Наведенный мартенсит в сплаве был игольчатым и "поверхностным", его количество уменьшалось по мере удаления в глубину от поверхности, а результаты хорошо объяснялись предложенными плоскостями сдвига {III}y <2II>y на начальной стадии превращения. Оптические снимки, демонстрирующие образование и рост мартенсита под напряжением растяжения при -78 °С, приведены на рис. 3 [17].
Известно [19], что образование новой фазы мартенсита (Ма) на первой стадии генерирует новые напряжения в структуре (до 30 %) в силу особенностей МП, а также энергию (термодинамический стимул межфазного взаимодействия) для дальнейшего развития МП в остальных областях образца с образованием мартенсита распада на второй стадии (пик при нагрузке в 150 МПа, соответствующий времени распада xdec = 184 мин, рис. 2, с, кривая 3 и табл., ряд 5, с).
Для режимов 2 и 1 получены аналогичные зависимости периода распада от приложенной нагрузки idec = /(Gten), рис. 2 с, кривые 2 и 1. Пики на кривой режима 2 также свидетельствуют о двух стадиях образования мартенсита, по природе своей имеющих отличную друг от друга сопротивляемость упругим напряжениям. Длительность первой стадии при нагрузке 100 МПа составила 280 мин (табл., ряд 4, b), второй - 150 мин при
нагрузке 300 МПа (табл., ряд 6, b). Характер изменения параметра idee указывает, что структурное и напряженное состояния [11] остаточного аустенита режимов 2 и 1 сопротивляются упругим нагрузкам в большей мере, чем OAhard режима 3. Самый длительный idee получен при температуре закалки режима 1 и составил 380 мин при нагрузке 100 МПа (рис. 2, с, кривая 1 и табл., ряд 4, a).
V 1 Г ■ ш - \ VY V 4 • b) ,Ü2mm,
W \Х' Ч? V-%: —7 Vi, с) щ d) ч V^S&trnj
Рис. 3. Наведенный напряжением мартенсит на поверхности монокристалла сплава Fe-23Ni-5Cr при одноосном растяжении: а) 0 %; b) 5 %; c) 15 %; d) 25 % [17]
Fig. 3. Stress-induced martensite on the surface of single crystals of the Fe-23Ni-5Cr (rus) alloyunder uniaxial tension: a) 0 %; b) 5 %; c) 15 %; d) 25 % [17]
Можно полагать, что МП реализуется в результате образования "поверхностного Ма", наведенного механической нагрузкой в локальных областях поверхности исследуемого образца (первые пики длительностью 380, 280, 220 мин) и последовательного изотермического мартенсита как результата развития МП в объёме образца (вторые пики длительностью 215, 150, 184 мин) на кривых 1, 2, 3, рис. 2, с. Сдвиг пиков составил на 80 МПа (рис. 2, с, кривые 3 и 1, 2) и обусловлен различным видом препятствий в структуре ОЛ^а (дефекты точечные, структурные, элементы внедрения, разновидность дислокаций и др.), тормозящих процесс распада. С точки зрения термодинамики накопленная энергия системы с учетом сформированного (Мст) и с его особенностями достаточна для возобновления у^а-превращения в остальных областях исследованных образцов [19].
В нашем случае, появление и рост новой фазы в условиях упругой среды и относительно малой энергии тепловых колебаний обуславливает особенность кинетики МП в исследованной стали: стадийность и неустойчивость (колебательность) процесса [20]. Из литературы также следует, что волнообразный характер изменения параметров МП позволяет считать, что за каждым следующим пиком волны в движение вступает новый дефект или механизм сопротивления.
Для понимания и оценки состояния твердого раствора аустенита закалки ОА^м при воздействии внешних различных факторов, в частности, в виде одноосных механических нагрузок исследователи используют методы, параметры которых имеют физический смысл и которые чувствительны к атомной и электронной структуре [14, 16, 21]. К примеру, параметры микропластичности (МПД), которые указывают, как постадийно в структуре происходят дислокационно-сдвиговые внутризеренные процессы (перераспределение линейных и точечных дефектов в решетке, элементов внедрения и других неоднородностей) и которые позволяют проследить за откликом кристаллической решетки на прикладываемые механические нагрузки [16].
Согласно дислокационной теории, отклик системы на внешнее воздействие начинается с движения незакрепленных дислокаций в отдельном зерне и скоплении их, чаще всего, на границах зерен или генерирования новых дислокаций в местах концентрации напряжений [21]. Такими зонами концентрации напряжений могут служить: поверхность образца с её особенностями [21] и состояние кристаллической решетки перед мартенситным превращением [22 - 26].
Сопротивление кристаллической решетки малым пластическим (упругим) деформациям, вероятнее всего, начинается с поверхностного слоя размером в несколько межатомных расстояний, особое состояние которого характеризуется отсутствием у атомов поверхности кристалла половины межатомных связей. Наличие террас, повышенная концентрация вакансий и широкий спектр атомных конфигураций и ступенек в поверхностном слое предопределяют слабую сдвиговую устойчивость (по сравнению с объёмом кристалла) и проявляют специфические механизмы пластического течения при нагружении [21].
Предмартенситное состояние с измененной структурой в виде повышенного параметра микропластичности [22], незавершенного сдвига [23], трансформации диффузного рассеяния, свидетельствующего о наличии значительных смещений атомов в кристаллической решетке аустенита [24, 25], изменения амплитудного спектра колебаний кристаллической решетки [26] и др. также может быть готовым для перестройки кристаллической решётки твердого раствора ОЛ^а в ОЦК-решётку мартенсита (Мст).
Таким образом, на основе диаграмм изотермического распада переохлажденного остаточного аустенита закалки определены параметры мартенситного у^а-превращения в интервале минусовых температур от 0 до -100 °С для холоднокатаной мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т. Построены зависимости изменения параметров (Т8, т;пс, таес) от температуры закалки с 950 до 1050 °С и уровня упругих одноосных растягивающих напряжений в диапазоне от 20 до 450 МПа. Показано, что влияние температуры закалки проявляется в сдвиге кривых Т8 = До^) по оси Y, таес = Дсют) по оси Х и объясняется различием сопротивления структур, сформированных после закалки и их напряженным состоянием после переохлаждения в интервал исследованных температур. Максимальная величина температуры переохлаждения составила -58 °С (закалка 1050 °С, нагрузка 150 МПа), а максимальная величина периода распада - 380 мин (закалка 950 °С, нагрузка 100 МПа).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Курдюмов Г. В. Мартенситное превращение как один из основных видов фазовых превращений в твердом состоянии // Материаловедение. 2002. № 2. С. 53-56.
2. Потак Я.М. Высокопрочные стали. Серия Успехи современного металловедения. М.: Металлургия, 1972. 208 с.
3. Апаев Б. А., Вороненко Б. И., Мадянов С. А. Кинетические особенности аустенитизации высокопрочных сплавов на железной основе // Физика металлов и металловедение. 1969. Т. 28, Вып. 4. С. 710-714.
4. Курдюмов Г. В., Максимова О. П. Превращение аустенита в мартенсит при низких температурах // Сталь. 1950. № 2.
С. 148-159.
5. Дементьев В. Б., Сухих А. А., Махнева Т. М. К вопросу повышения конструктивной прочности мартенситно-стареющих сталей // Материаловедение. 2015. № 3. С. 23-30.
6. Сухих А. А. О вкладах деформационного у^а-превращения и пластичности основных фаз в вязкость разрушения мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т // Химическая физика и мезоскопия. 2016. Т. 18, № 3.
С. 439-445.
REFERENCES
1. Kurume G. V. Martensitnoye prevrashcheniye kak odin iz osnovnykh vidov fazovykh prevrashcheniy v tverdom ostoyanii [Martensitic transformation as one of the main types of phase transformations in the solid state]. Materialovedeniye [Materials Science], 2002, no. 2, pp. 53-56. (In Russian).
2. Potak Ya. M. Vysokoprochnye stali. Seriya Uspekhi sovremennogo metallovedeniya [High strength steel. Series Advances in modern metallurgy]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1972. 208 p.
3. Apaev B. A., Voronenko B. I., Madyanov S. A. Kineticheskiye osobennosti austenitzatsii vysokoprochnykh splavov na zheleznoy osnove [Kinetic features of austenitization of high-strength iron-based alloys]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physica of Metals and Metallography], 1969, vol. 28, iss. 4, pp. 710-714. (In Russian).
4. Kurdyumov G. V., Maksimova O. P. Prevrashcheniye austenita v martensit pri nizkikh temperaturakh [Transformation of austenite into martensite at low temperatures]. Stal' [Steel], 1950, no. 2, pp. 148-159. (In Russian).
5. Dementyev V. B., Sukhikh A. A., Makhneva T. M. On problem of increasing the structural strength of maraging steels. Inorganic Materials: Applied Research, 2015, vol. 6, no. 4. pp. 343-349. https://doi.org/10. 1134/S2075113315040061
6. Sukhikh A. A. O vkladakh deformatsionnogo g^a-prevrashcheniya i plastichnosti osnovnykh faz v vyazkost' razrusheniya martensitno-stareyushchey stali H18K9M5T [On the contributions of the deformation y^a-transformation and plasticity of the main phases to the fracture toughness of maraging steel H18K9M5T]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2016, vol. 18(3), pp. 439-445. (In Rus.).
7. Сухих А. А., Махнева Т. М., Дементьев В. Б. Аустенит в наноструктурированной мартенситно-стареющей // Материаловедение. 2019. № 1. С. 36-43. https://doi.org/10.31044/1684-579X-2019-0-1-36-43
8. Вылежнев В. П., Коковякина С. А., Симонов Ю. Н., Сухих А. А. Повышение характеристик надежности мартенситно-стареющей стали 03Н18К9М5Т путем создания структуры типа "нанотриплекс" // Металловедение и термическая обработка металлов. 2010. № 11. С. 39-47.
9. Makhneva T., Dement'yev V., Makarov S. The influence of tensile stresses on the properties of reverted austenite in nanostructured steel at overcooling // Materials Today: Proceedings, 2019, vol. 11, pp. 42-45. https://doi.org/10.1016/j.matpr.2018.12.104
10. Makhneva T.M., Sukhikh A. A., Dementyev V. B., Makarov S. S. Diagrams of isothermal decomposition of overcooled austenite in maraging steel at uniaxial tensile loading // Materials Science Forum, 2021, vol. 1037. pp. 409-414. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.1037.409
11. Makhneva T.M., Sukhikh A. A., Dementyev V. B., Makarov S. S. Isothermal transformation diagrams of austenite in maraging steel 08H15N5D2T at overcooling // Key Engineering Materials, 2022, vol. 910, pp. 808-813. https://doi.org/10.4028/p-0ta6r7
12. Maхнева T. M., Дементьев B. Б., Сухих А. А. Кинетика гамма-альфа-превращения остаточного аустенита двойного отжига при минусовых температурах и нагрузках в мартенситно-стареющей стали // Химическая физика и мезоскопия. 2022. Т. 24, № 2. С. 256-264. https://doi.org/10.15350/17270529.2022.2.21
13. Махнева Т. М., Махнев Е. С., Савченкова С. Ф., Савченкова М. В. Построение диаграммы распада остаточного аустенита в стали мартенситно-аустенитного класса методом резистометрии // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2002. Т. 68, № 11. С. 33-36.
14. Лившиц Б. Г., Крапошин В. С., Линецкий Я. Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320 с.
15. Латышкова Ц. П., Островский Г. А., Саррак В. И., Филиппов Г. А., Шепеляковский К. З. Об остаточных внутренних микронапряжениях в закаленной на мартенсит мелкозернистой стали // Физика металлов и металловедение. 1975. Т. 40, вып. 3. С. 599-604.
16. Шетулов Д. И., Мыльников В. В., Романов А. Д. Исследование параметров микроскопической деформации стали деформируемой сжатием ступенчато возрастающей нагрузкой // Успехи современного естествознания. 2015. № 13. С. 486-488.
17. Kato M., Mori T. Stress-induced martensite in single crystals of an Fe-23Ni-5Cr alloy // Acta Metallurgica, 1976, vol. 24, no. 9, pp. 853-860. https://doi.org/10.1016/0001 -6160(76)90052-3
18. Потехин Б. А. Особенности деформации цилиндрических образцов из метастабильных аустенитных сталей при растяжении // Физика металлов и металловедение. 1979.
Т. 48, вып. 5. С. 1058-1064.
7. Sukhikh A. A., Makhneva T. M., Dement'ev V. B. Austenite in nanostructured maraging steel. Inorganic Materials: Applied Research, 2019, vol. 10, no. 4, pp. 966-973. https://doi.org/10.1134/S2075113319040415
8. Vylezhnev V. P., Kokovyakina S. A., Simonov Yu. N., Sukhikh A. A. Increasing the reliability characteristics of maraging steel 03N18K9M5T by creating a "nanotriplex"-type structure. Metal Science and Heat Treatment, 2011, vol. 52, no. 11-12,
pp. 550-557. https://doi.org/10.1007/s11041-011-9318-x
9. Makhneva T., Dement'yev V., Makarov S. The influence of tensile stresses on the properties of reverted austenite in nanostructured steel at overcooling. Materials Today: Proceedings, 2019, vol. 11, pp. 42-45.
https://doi.org/10.1016/j.matpr.2018.12.104
10. Makhneva T.M., Sukhikh A. A., Dementyev V. B., Makarov S. S. Diagrams of isothermal decomposition of overcooled austenite in maraging steel at uniaxial tensile loading. Materials Science Forum, 2021, vol. 1037. pp. 409-414. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.1037.409
11. Makhneva T.M., Sukhikh A. A., Dementyev V. B., Makarov S. S. Isothermal transformation diagrams of austenite in maraging steel 08H15N5D2T at overcooling. Key Engineering Materials, 2022, vol. 910, pp. 808-813. https://doi.org/10.4028/p-0ta6r7
12. Makhneva T. M., Dementyev V. B., Sukhikh A. A. Kinetics of y ^ a Transformation of Retained Austenite in Maraging Steel after Double Annealing at Subzero Temperatures and Loads. Technical Physics, 2022, vol. 67, no. 7, pp. 588-592. https://doi.org/10.1134/s1063784222080059
13. Makhneva T. M., Makhnev E. S., Savchenkova S. F., Savchenkova M. B. Postroyeniye diagrammy raspada ostatochnogo austenita v stali martensitno-austenitnogo klassa metodom rezistometrii [Construction of a decay diagram of retained austenite in a martensitic-austenitic class steel by resistometry]. Zavodskaya laboratoriya. Diagnostika materialov [Industrial Laboratory. Diagnostics of Materials], 2002, vol. 68, no. 11, pp. 33-36. (In Russian).
14. Livshits B. G., Kraposhin V. S., Linetskii Ya. L. Fizicheskiye svoystva metallov i splavov [Physical properties of metals and alloys]. Moscow: Metallurgiy Publ., 1980. 320 p.
15. Latyshkova T.P., Ostrovsky G.A., Sarrak V.I., Filippov G. A., Shepelyakovskiy K. Z. Ob ostatochnykh vnutrennikh mikronapryazheniyakh v zakalennoy na martensit melkozernistoy stali [On residual internal microstresses in martensite-hardened fine-grained steel]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physics of Metals and Metallography], 1975, vol. 40, iss. 3. pp. 599-604. (In Russian).
16. Shetulov D. I., Mylnikov V. V., Romanov A. D. Issledovaniye parametrov mikroskopicheskoy deformatsii stali deformiruyemoy szhatiyem stupenchato vozrastayushchey nagruzkoy [Study of the parameters of microscopic deformation of steel deformed by compression with a stepwise increasing load]. Uspekhi sovremennogo yestestvoznaniya [Advances of Modern Natural Science], 2015, no. 13, pp. 486-488. (In Russian).
17. Kato ., Mori T. Stress-induced martensite in single crystals of an Fe-23Ni-5Cr alloy. Acta Metallurgica, 1976, vol. 24, no. 9, pp. 853-860. https://doi.org/10.1016/0001 -6160(76)90052-3
18. Potekhin B. A. Osobennosti deformatsii tsilindricheskikh obraztsov iz metastabil'nykh austenitnykh staley pri rastyazhenii [Peculiarities of deformation of cylindrical specimens from metastable austenitic steels under tension]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physics of Metals and Metallography], 1979, vol. 48, no. 5, pp. 1058-1064. (In Russian).
19. Максимова О. П. Мартенситные превращения: история и закономерности // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. № 8. С. 4-22.
20. Кащенко М. П., Чащина В. Г. Перспективные варианты инициации роста стержневидных кристаллов а-мартенсита в сплавах железа тремя источниками упругих волн // Металловедение и термическая обработка металлов. 2016. № 5.С. 9-13.
21. Панин В. П., Панин А. В. Фундаментальная роль наномасштабного структурного уровня пластической деформации твердых тел // Металловедение и термическая обработка металлов. 2006. № 12. С. 5-10.
22. Коробейников В. П., Потехин Б. А., Пьянков Б. Н. Особенности состояния железо-никелевого аустенита вблизи температуры мартенситного превращения // Физика металлов и металловедение. 1978. Т. 45. С. 1077-1081.
23. Щеголева Т. В. Кристаллографический анализ возможности предмартенситного состояния (состояния незавершенного сдвига) при перестройке решеток ГЦК^ГПУ и ГЦК^ОЦК // В кн.: Мартенситные превращения в металлах и сплавах: докл. межд. конф. 1СОМАТ-77. Киев: Наукова Думка, 1979. С. 55-58.
24. Пушин В. Г., Романова Р. Р., Буйнов Н. Н. Предмартенситная неустойчивость перед уоа превращениями в железоникелевых сплавах // В кн.: Мартенситные превращения: докл. межд. конф. 1СОМЛТ-77. Киев: Наукова Думка, 1978. С. 47-50.
25. Коробейников В. П., Богачёв И. Н., Пьянков Б. Н. Исследование предмартенситного состояния с использованием ориентационных эффектов при взаимодействии заряженных частиц с монокристаллами // В кн.: Мартенситные превращения докл. межд. конф. 1СОМЛТ-77. Киев: Наукова Думка, 1978. С. 54-57.
26. Кондратьев В. В., Тяпкин Ю. Д. Упругие свойства и квазистатические смещения атомов вблизи точки мартенситного превращения // В кн.: Мартенситные превращения докл. межд. конф 1СОМЛТ-77. Киев: Наукова Думка, 1978. С.43-46.
19. Maksimova O. P. Martensite transformations: history and laws. Metal Science and Heat Treatment, 1999, vol. 41, no. 7-8, pp. 322-339. https://doi.org/1Q.10Q7/bfD2474881
20. Kashchenko M. P., Chashchina V. G. Promising variants of initiation of martensitic y-a transformation in iron alloys by couple of elastic waves. Metal Science and Heat Treatment, 2016, vol. 57 no. 9-10, pp. 521-524. https://doi.org/10.1QQ7/s11Q41-Q16-9915-9
21. Panin V. P., Panin A. V. Fundamental role of nanoscale structural level of plastic strain of solids. Metal Science and Heat Treatment, 2006, vol. 48, no. 11-12, pp. 533-538. https://doi.org/1Q .1007/s11041-006-0131-x
22. Korobeinikov V. P., Potekhi B. A., Pyankov B. N. Osobennosti sostoyaniya zhelezo-nikelevogo austenita vblizi temperatury martensitnogo prevrashcheniya. [Features of the state of iron-nickel austenite near the temperature of martensitic transformation]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physica of Metals and Metallography], 1978, vol. 45, pp. 1077-1081.
(In Russian).
23. Shchegoleva T. V. Kristallograficheskiy analiz vozmozhnosti predmartensitnogo sostoyaniya (sostoyaniya nezavershennogo sdviga) pri perestroyke reshetok GTSK^GPU i GTSK^OTSK [Crystallographic analysis of the possibility of a pre-martensitic state (a state of incomplete shear) in the rearrangement of the fcc^hcp and fcc^bcc lattices]. Martensitnyye prevrashcheniya. [Proc. conf. Martensitic transformations ICOMAT-77. Kyiv: Naukova Dumka Publ., 1979, pp. 55-58. (In Russian).
24. Pushin V. G., Romanova R. R., Buynov N. N. Predmartensitnaya neustoychivost' pered prevrashcheniyami v zhelezo-nikelevykh splavakh [Pre-martensitic instability before transformations in iron-nickel alloys] Martensitnyye prevrashcheniya. [Martensitic transformations ICOMAT-77. Kyiv: Naukova Dumka Publ., 1978, pp. 47-50. (In Russian).
25. Korobeinikov V. P., Bogachev I. N., Pyankov B. N. Issledovaniye predmartensitnogo sostoyaniya s ispol'zovaniyem oriyentatsionnykh effektov pri vzaimodeystvii zaryazhennykh chastits s monokristallami [Investigation of the pre-martensitic state using orientational effects in the interaction of charged particles with single crystals] Martensitnyye prevrashcheniya. [Proc. conf. Martensitic transformations ICOMAT-77. Kyiv: Naukova Dumka Publ., 1978, pp. 54-57. (In Russian).
26. Kondratiev V. V., Tyapkin Yu. D. Uprugiye svoystva i kvazistaticheskiye smeshcheniya atomov vblizi tochki martensitnogo prevrashcheniya [Elastic properties and quasi-static displacements of atoms near the point of martensitic transformation]. Martensitnyye prevrashcheniya [Proc. conf. Martensitic transformations ICOMAT-77. Kyiv: Naukova Dumka Publ., 1978, pp. 43-46. (In Russian).
Поступила 09.07.2024; принята к опубликованию 24.09.2024 Received July 9, 2024; accepted for publication September 24,2024
Информация об авторах
Дементьев Вячеслав Борисович, доктор технических наук, руководитель ИМ УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Махнева Татьяна Михайловна, доктор технических наук, главный научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация, e-mail: mah@udman. ru
Сухих Аркадий Анатольевич, научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Information about the authors
Vyacheslav B. Dementyev, Dr. Sci. (Eng.), Head of IM, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
Tatyana M. Makhneva, Dr. Sci. (Eng.), Chief Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation, e-mail: mah@udman.ru
Arkadiy A. Sukhikh, Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
