CC BY
11
https://doi.org/10.15350/17270529.2022.2.21
УДК 621.7.011
Кинетика гамма-альфа-превращения остаточного аустенита двойного отжига при минусовых температурах и нагрузках в мартенситно-стареющей стали
T. M. Maхнева, B. Б. Дементьев, А. А. Сухих
Удмуртский федеральный исследовательский центр УрО РАН, Россия, Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
Аннотация. На основе кинетических кривых электросопротивления (R=/(x)) определены критические температуры Mbeg и Mend, построены диаграммы изотермического распада переохлажденного остаточного аустенита двойного отжига в двухфазной (а+у)-области в условиях минусовых температур и механических нагрузок для стали 08Х15Н5Д2Т. Показано, что у^а-превращение остаточного аустенита отжига реализуется в температурном интервале (-20^-60) °С и что одноосные механические нагрузки в диапазоне 0^300 МПа смещают изотермические диаграммы распада и по температуре, и по времени, значительно влияя на кинетику у^а-превращения. Определено максимальное смещение диаграмм в интервал низких температур. Установлено неоднозначное влияние одноосных растягивающих нагрузок на начало у^а-превращения при переохлаждении и на устойчивость остаточного аустенита отжига к изотермическому распаду. Оложный характер распада аустенита отжига определяется уровнем прикладываемой нагрузки, объясняется структурной, химической неоднородностью и микронапряженным состоянием стали.
Ключевые слова: мартенситно-стареющая сталь, минусовые температуры, механическая нагрузка, изотермические диаграммы, циклическая обработка в двухфазной (а+у)-области, кинетика, остаточный аустенит, отжиг, фазовый наклеп, резистометрия.
И Татьяна Махнева, e-mail: mah@udman.ru
Kinetics of Gamma-Alpha-Transformation of Retained Austenite in Maraging Steel after Double Annealing at Sub-Zero Temperatures and Loads
Tatyana M. Makhneva, Vyacheslav B. Dementyev, Arkadiy A. Sukhikh
Udmurt Federal Research Center, UB RAS (34, T. Baramzina St., Izhevsk, 426067, Russian Federation)
Summary. The paper studies the influence of mechanical tensile loads in the range of (0^300) MPa on the nature of у^а-transformation in cold-rolled maraging steel in the temperature range of (-20°^- -60) оС. Based on the kinetic curves of the electrical resistance the critical temperatures Mbeg and Mend were determined, the diagrams of the isothermal decomposition of supercooled retained austenite annealed in the two-phase region after 2 cycles at a temperature of 650 °C for 6 hours were plotted. It has been established that mechanical loads in the range of (20^300) MPa affect the parameters of the gamma-alpha-transformation ambiguously, shifting the isothermal diagrams in temperature and time and significantly changing the stability characteristics of austenite. The resistance of austenite to supercooling (Ts) varies from -25 to -55 °С; the incubation period (xinc) -from 2 min to 8 min; the decay period (xdec) - with two extremes (50 MPa and 100 MPa) from 51 min to 518 min depending on the load level. The recorded maximum duration of the annealing austenite decomposition at low loads (20 - 100 MPa) is explained by the structural and chemical inhomogeneity of the phases, as well as the stress level of the initial state of the samples under study. The threshold stress is determined, loading up to which leads to a decrease by ~15 °С in the beginning of the gamma-alpha -transformation in the interval of sub-zero temperatures (from -40° to -55 °C). It can be assumed that the shift of the diagrams to the range of low temperatures is due to a change in the mechanism of the gamma-alpha-transformation. It is shown that cyclic heat treatment in the two-phase region at a temperature of 650 °C for 6 hours at loads up to 100 MPa delays the isothermal decomposition of supercooled retained austenite in the steel under study.
Keywords: maraging steel, sub-zero temperatures, mechanical loading, isothermal diagrams, cyclic processing in two-phase region, kinetics, restained austenite, annealing, hardening, resistometry.
И Tatyana Makhneva, e-mail: mah@udman.ru
ВЕДЕНИЕ
Циклическая термическая обработка (ЦТО) в двухфазной области для исследуемой стали впервые была предложена в работе [1]. Суть ЦТО заключалась в двойном нагреве в (а+у)-область и выдержке при температуре максимума стабилизации остаточного аустенита после охлаждении до комнатной температуры [1 - 4]. Стабилизированный за два цикла аустенит, судя по измерениям ширины линии (311)у, обладает высокой степенью фазового наклёпа [2, 5], что является следствием протекания процессов обратного и прямого мартенситных аоу-превращений при нагреве и охлаждении дважды.
Известно, что фазовый состав и сформированная структура после циклической обработки зависит от времени пребывания в двухфазной области и количества циклов. С увеличением числа циклов количество образующегося аустенита при нагреве в двухфазную область снижается, а остаточного аустенита - растет либо остается прежним [4]. При этом изменяются физические [6 - 7] и механические свойства сталей [8 - 10].
Особое структурно-фазовое состояние, формирующееся при термоциклировании в (а+у)-области, сохраняет остаточный аустенит этой стали при охлаждении до минусовых температур и дополнительно обеспечивает способность задерживать у^а-превращение при изотермической выдержке [11]. Способствуя частичному удалению диффузионно-подвижного водорода и снижению степени химической неоднородности у-фазы по никелю [12, 13], двойная термическая обработка в двухфазной области благоприятно отражается на характеристике конструктивной прочности этой стали [10].
Представляло интерес, как стабилизированный остаточный аустенит после циклической обработки в двухфазной области сопротивляется механическим растягивающим одноосным нагрузкам при переохлаждении мартенситно-стареющей стали в интервал минусовых температур, какова кинетика изотермического превращения его в мартенсит.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом для исследования служили образцы, вырезанные из холоднокатаных листов промышленной стали 08Х15Н5Д2Т открытой выплавки. Термическая обработка образцов заключалась в двойном отжиге с нагревом в двухфазную (а+у)-область. Режим отжига - цикл: температура нагрева - 650 °С, длительность выдержки - 6 ч, охлаждение до комнатной температуры. В результате исходное структурное состояние стали - мартенсит и остаточный фазонаклепаный аустенит двойного отжига - в дальнейшем остаточный аустенит или yres. Одноосные растягивающие напряжения, не превышающие предел текучести исследованной стали, создавали в криостате путем приложения нагрузки в диапазоне 20 - 300 МПа.
Основным методом исследования была выбрана резистометрия как наиболее чувствительная и эффективная к процессам, происходящим на атомном уровне при минусовых температурах [14]. Измерение электросопротивления (R) производили непосредственно при заданной температуре. Точность измерения электрического сопротивления составляла 10-5 ом.
Распад остаточного аустенита двойного отжига при каждой температуре переохлаждения изучали по кинетическим кривым электросопротивления (изотермам). После определения критических температур Mbeg и Mend строили диаграммы [15]. За температуру Mbeg принимали начало снижения электросопротивления, а за конец Mend - момент установления постоянного его значения. Устойчивость к изотермическому распаду оценивали по времени инкубационного периода (xinc) диаграммы, устойчивость к переохлаждению (Ts) - по температуре минимальной устойчивости аустенита ("носа" С-кривой). По разнице времен начала и конца превращения вычисляли период распада (idec).
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Диаграммы изотермического распада (ДИР) переохлажденного остаточного аустенита после двойного отжига в двухфазной (а+у)-области под воздействием минусовых температур и механических нагрузок приведены на рис. 1, а изменение параметров диаграмм Ts, xinc, и xdec - на рис. 2 и в таблице. Видно, что при сравнении с диаграммами " 1" без нагрузки распад аустенита отжига зависит от величины приложенной нагрузки, превращение его в мартенсит протекает по-разному в широком интервале минусовых температур (-20 -г- -60) °С (рис. 1).
г,°с
-20
-30
-40
-50
-60
W Ud-OMPa: 2ьеГ -20 MPa;
3beg- 3md-50MPa
"V ---- ~\xg yj----- " sfi T
■ Ш ■ 3.nt)
Л x> л ^ beg \ end I \
a)
1.5 Т, °С
-10
-20
-30
-40
-50
-60
-70
2.5
3.5
4.5 IgT, sec
^beg* lend OMPa; 2b,,. 2end- 100 MPa:
^beg* ^end — 150MPa; 4md -300 MPa
,— 7
-beg Д jC ^-end
СГ 4beg ^ 'end
Г ^beg T lend
г~\ ^beg L J«sd
\ i 1 J b)
1.5
2.5
3.5
4.5 IgT, sec
Рис. 1. Изотермические диаграммы распада остаточного аустенита в холоднокатаной стали 08Х15Н5Д2Т при минусовых температурах под действием малых (а) и больших (b) нагрузок. Кривые 1beg - 4beg и 1end - 4end соответственно начало (Mbeg) и конец (Mend) у^а-превращения
Fig. 1. The isothermal diagrams of decomposition of residual austenite in cold-rolled steel 08H15N5D2T at sub-zero temperatures at small (a) and large (b) loads; curves 1beg - 4beg are the beginning (Mbeg) and 1end - 4end are the end (Mend) of the у^а-transformation, respectively
Известно, что без нагрузки ЦТО в (а+у)-области при температуре отжига 650 °С в течение 6 ч дважды снижает интервал реализации у^а-превращения до температуры Т = ~ (-40) °С [11]. Механические нагрузки, приложение которых вызывает спектр откликов кристаллической решетки аустенита на внешнее воздействие, способствуют инициированию у^а-превращения в интервале более высоких температур (рис. 1, а и Ь).
Однако при малых нагрузках (рис. 1, а и рис. 2, Ь) процесс перехода аустенита в мартенсит происходит медленно, и период распада растягивается на часы, а температурный интервал, в котором происходит у^а-превращение, несколько уже, чем при больших нагрузках (рис. 1, а, Ь). Видно, что с увеличением нагрузки от 0 МПа до 100 МПа у^а-превращение реализуется при температурах на 15 °С выше, чем без нагрузки.
a)
Loading, МРа
600
b)
50 100 150 200 Loading, MPa
250
300
350
c)
Loading, MPa
Рис. 2. Влияние уровня нагрузки на характеристики устойчивости остаточного аустенита к изотермическому распаду при минусовых температурах в холоднокатаной стали 08Х15Н5Д2Т: а) -температура минимальной устойчивости (Ts); b) - период распада (rdec); с) - продолжительность инкубационного периода (ггяс)
Fig. 2. The influence of the level of loading on the characteristics of stability of residual austenite to isothermal decomposition at sub-zero temperatures in the cold-rolled steel 08H15N5D2T: a - temperature of minimal stability (Ts); b - decomposition period (rdec); c - incubation period duration (rinc)
Зависимость Т8 = ДР) изменяется через 2 максимума, что указывает на минимум устойчивости остаточного аустенита к переохлаждению при нагрузках 20 МПА и 100 МПа (рис. 2, а). Период распада в этом интервале нагрузок с максимумом при 50 МПа составил 519 мин (рис. 2, Ь) при увеличении устойчивости к изотермическому распаду (рис. 2, с) и переохлаждению (рис. 2, а).
Возникающие при нагрузках в интервале (100^150) МПа напряжения резко снижают температуру Т8 до значений порядка (-55) °С, достигая максимальной устойчивости остаточного аустенита к переохлаждению при 150 МПа (рис. 2, а) и, постепенно увеличивая инкубационный период до 8.35 мин, сокращают период его распада до минимальных значений, т.е. у^а-превращение реализуется в наиболее короткие сроки (рис. 2, Ь).
Дальнейшее повышение нагрузки в диапазоне (150^300) МПа приводит к уменьшению инкубационного периода (рис. 2, с) и активации мартенситного у^а-превращения вновь при высоких температурах переохлаждения (-25^-35) °С (рис. 1, Ь) с закономерным увеличением периода распада остаточного аустенита до 296 мин при увеличении упругих напряжений до 300 МПа (рис. 2, Ь). Полученные зависимости параметров ДИР от уровня прикладываемой нагрузки свидетельствуют о наличии напряжения, которое можно назвать пороговым, когда возможно изменяется механизм у^а-превращения.
Следовательно, упругие напряжения, наведенные механическими нагрузками, не только повышает температуру Мьеё, но и существенно изменяют развитие мартенситного превращения при минусовых температурах. Сложный характер кинетики у^а-превращения можно объяснить неоднородностью структуры и свойств исходного состояния стали после ЦТО, а также нестабильностью кристаллической решетки уге8 непосредственно перед фазовым у^а-превращением [16 - 20].
Неоднородность структуры после обработки в двухфазной (а+у)-области была отмечена авторами еще ранее при анализе изотерм Я = Дт), когда электросопротивление перед началом у^а-превращения увеличивалось и, достигнув максимума, начинало снижаться в момент формирования первых плоскостей мартенситных игл [15]. Химическая и структурная неоднородность исходного состояния (мартенсита и у^.), исследуемого в работе, сформирована при отжиге в двухфазной (а+у)-области, в которой вследствие обратного а^у-превращения при нагреве в стали образуется дисперсный обогащенный никелем ревертированный аустенит [21], и обусловлена остаточными микронапряжениями после холодной прокатки [22], наличием фазовых напряжений, накопленных после ЦТО при двойном охлаждении из а+у-области, включающей процессы карбидо- и нитридо-образования с выделением по границам действительного аустенитного зерна карбидной "сетки" [23].
Нестабильность же кристаллической решетки перед началом мартенситного превращения выражается, как было замечено авторами работ ещё в 70-е годы XX века, наличием в локальных объёмах незавершенного сдвига атомов [19 - 20], повышением сопротивления микропластическим деформациям в этих объёмах, которые, вероятнее всего, являются зародышами для образования мартенсита, инициируя начало мартенситного превращения при более высоких температурах [16 - 18].
Таким образом, анализ диаграмм изотермического распада остаточного аустенита двойного отжига в двухфазной (а+у)-области позволяет констатировать, что значительная неоднородность структуры, фазового состава и состава фаз обуславливает аномальные величины периода распада остаточного аустенита отжига и различную (немонотонную) устойчивость уге8 к переохлаждению, изотермическому распаду при малых нагрузках и закономерную - при больших (после 150 МПа).
Изменение основных параметров диаграмм распада остаточного аустенита отжига сведены в таблицу.
Таблица - Характеристики фазового мартенситного у^а-превращения в мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т при минусовых температурах и нагрузках
Table - Characteristics of phase martensitic у^а-transformation in maraging steel 08H15N5D2T
at sub-zero temperatures and loads
Loading, MPa Ts, °С Ti„c, min Tdec, min
0 -40 2.00 51.0
20 -36 2.00 130.0
50 -39 8.35 519.0
100 -25 2.96 26.7
150 -55 8.35 90.8
300 -35 1.05 295.4
Надо полагать, что с использованием физических методов таких, как внутреннее трение, рентгеноструктурный анализ, исследование параметров микропластичности и др. появится возможность по продуктам распада обосновать полученные закономерности изменения устойчивости остаточного аустенита двойного отжига в двухфазной (а+у)-области к растягивающим упругим напряжениям, наведенным механическими нагрузками.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
1. Для холоднокатаной мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т построены диаграммы изотермического распада переохлажденного остаточного аустенита после двойного отжига в двухфазной (а+у)-области в условиях минусовых температур и механических нагрузок.
2. Показано, что одноосные механические нагрузки в диапазоне 0^300 МПа смещают изотермические диаграммы распада остаточного аустенита отжига и по температуре, и по времени, значительно влияя на кинетику у^а-превращения. Установлено максимальное (на 15 °С) смещение диаграмм в интервал низких температур при растяжении под нагрузкой в 150 МПа. Максимальный период распада составил 519 мин при нагрузке в 50 МПа, что по времени превышает таковой в 10 раз без нагрузки.
3. Двойной отжиг в двухфазной (а+у)-области при температуре 650 °С в течение 6 ч задерживает изотермический распад переохлажденного остаточного аустенита в исследуемой стали при нагрузках до 100 МПА.
4. Полученные под влиянием одноосных растягивающих нагрузок зависимости изменения параметров (т;пс, таес, Т8) у^а-превращения при малых нагрузках до 100 МПа нелинейны и свидетельствуют об имеющейся химической неоднородности исходного остаточного аустенита отжига и его напряженного состояния.
5. Определена величина нагрузки, которая приводит к снижению начала у^а-превращения до значений порядка 15 °С. Вероятно, эта нагрузка является пороговой -когда возможна реализация смены механизма мартенситного превращения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
REFERENCES
1. А.с. СССР № 333204, 1972. Способ термической обработки нержавеющей мартенситно-стареющей стали / Махнев Е. С.
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. Махнев Е. С., Махнева Т. М. Обратное мартенситное превращение в стали ВНС-2УШ // Мартенситные превращения в металлах и сплавах: сборник докл. межд. конф. Киев: Наукова Думка, 1979. С. 180-184.
5. Кардонский В. М. Стабилизация аустенита при обратном а^у-превращении // Физика металлов и металловедение. 1975. Т. 40, вып. 5. С. 1008-1011.
6. Махнев Е. С., Кондратов В. М., Морозов В. А., Скворцов А. И., Гапека Т. М. Демпфирующая способность стали ВНС-2 // Проблемы прочности. 1977. № 2. С. 79-82.
7. Немировский Ю. Р., Дорошевич Т. А., Немировский М. Р. Закономерности размерных изменений при термической обработке листа мартенситно-стареющей стали // Физика металлов и металловедение. 1989. Т. 68, вып. 4. С. 746-754.
8. Потехин Б.А., Тютюков С.А., Немировский Ю.Р., Пашков Ю.И. Получение аустенита в сталях переходного класса, его стабильность и влияние на механические свойства // Физика металлов и металловедение. 1979. Т. 48. вып. 1. С. 182-187.
9. Счастливцев В. М., Калетина Ю. В., Яковлева И. Л. и др. Устойчивость ревертированного аустенита и его влияние на ударную вязкость стали 03Х11Н8М2Ф // Физика металлов и металловедение. 1989. Т.67, вып.2. С. 365-372.
1. Author's certificate SU 333204, 1972. Sposob termicheskoy obrabotki nerzhaveyushchey martensitno-stareyushchey stali [Method of heat treatment of stainless maraging steel]. Makhnev E. S.
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 [The Physics of Metals and Metallography], 1969, vol. 28, iss. 4, pp. 710-714. (In Russian).
4. Makhnev E. S., Makhneva T. M. Obratnoye martensitnoye prevrashcheniye v stali VNS-2USh [Reverse martensitic transformation in steel VNS-2USh]. Martensitnyye prevrashcheniya v metallakh i splavakh: [Martensitic Transformations in Metals and Alloys]. Kiev: Naukova Dumka Publ., 1979, pp. 180-184. (In Russian).
5. Kardonskiy V. M. Stabilizatsiya austenita pri obratnom a^-y-prevrashchenii [Stabilization of austenite in the reverse a^y-transformation]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physica of Metals and Metallography], 1975, vol. 40, no. 5, pp. 1008-1012. (In Russian).
6. Makhnev E. S., Kondratov V. M., Morozov V. A., Skvortsov A. I., Gapeka T. M. Dempfiruyushchaya sposobnost' stali VNS-2 [Damping Ability of VNS-2 Steel] Problemyprochnosti. [Strength of Materials]. 1977, no. 2, pp. 79-82. (In Russian).
7. Nemirovskiy Yu. R, Doroshevich T. A., Nemirovskiy M. R. Zakonomernosti razmernykh izmeneniy pri termicheskoy obrabotke lista martensitno-stareyushchey stali [Patterns of dimensional changes during heat treatment of a sheet of maraging steel]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physica of Metals and Metallography], 1989, vol. 68, iss. 4, pp. 746-754.
(In Russian).
8. Potekhin B. A., Tyutyukov S. A., Nemirovskiy Yu. R., Pashkov Yu. I. Polucheniye austenita v stalyakh perekhodnogo klassa, yego stabil'nost' i vliyaniye na mekhanicheskiye svoystva [Preparation of austenite in transition steels, its stability and influence on mechanical properties]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physica of Metals and Metallography], 1979, vol. 48, iss. 1,
pp. 182-187. (In Russian).
9. Schastlivtsev V. M., Kaletina Yul. V., Yakovleva I. L. et al. Ustoychivost' revertirovannogo austenita i yego vliyaniye na udarnuyu vyazkost' stali 03KH11N8M2F [Stability of reversed austenite and its effect on the impact toughness of steel 03H11N8M2F]. Fizika metallov i metallovedeniye [Physica of Metals and Metallography], 1989, vol. 67, iss. 2, pp. 365-372. (In Russian).
10. Махнев Е. С. Разработка технологических схем производства крупногабаритных штампованных полуфабрикатов из высокопрочных сталей и титановых сплавов: Дисс. докт. техн. наук, Ижевск, 1986. 351 с.
11. Махнева Т. М., Савченкова С. Ф., Махнев Е. С., Савченкова М. В. Влияние предварительной термической обработки на устойчивость аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. № 6 (600). С. 17-19.
12. Махнева Т. М. Исследование химической неоднородности по никелю и хрому в структуре мартенситно-стареющей стали // Химическая физика и мезоскопия. 2013. Т. 15, № 1. С. 91-96.
13. Сагарадзе В. В., Катаева Н. В., Кабанова И. Г., Завалишин В. А., Валиуллин А. И., Клюкина М. Ф. Структурный механизм обратного а^-у превращения и упрочнение Fe-Ni сплавов // Физика металлов и металловедение. 2014. Т. 115, № 7. С. 704-715. https://doi.org/10.7868/S0015323014070080
14. Лившиц Б. Г., Крапошин В. С., Линецкий Я. Л., Физические свойства металлов и сплавов. 2-е изд., доп. и перераб. М.: Металлургия, 1980. 320 с.
15. Махнева Т. М., Махнев Е. С., Савченкова С. Ф. и др. Построение диаграммы распада остаточного аустенита в стали мартенситно-аустенитного класса методом резистометрии // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2002. Т 68, вып. 11.
С. 33-36.
16. Потехин Б. А. Особенности деформации цилиндрических образцов из метастабильных аустенитных сталей при растяжении // Физика металлов и металловедение. 1979. Т. 48. С. 1058-1064.
17. 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.
18. Суворова С. О., Саррак В. И. Механическая нестабильность аустенита в предмартенситном состоянии // В кн.: Мартенситные превращения в металлах и сплавах: докл. межд. конф. ICOMAT. Киев: Наукова Думка, 1979. С. 62-66.
10. Makhnev E. S. Razrabotka tekhnologicheskikh skhem proizvodstva krupnogabaritnykh shtampovannykh polufabrikatov iz vysokoprochnykh staley i titanovykh splavov [Development of technological schemes for the production of large-sized stamped semi-finished products from high-strength steels and titanium alloys]. Dr. diss., Izhevsk, 1986. 351 p.
11. Makhneva T. M., Savchenkova S. F., Makhnev E. S., Savchenkova M. V. Effect of preliminary heat treatment on the stability of austenite in steel 08KH15N5D2T. Metal Science and Heat Treatment, 2005, vol. 47, no. 5-6,
pp. 232-234. (In Russian). https://doi.org/10.1007/s11041-005-0057-8
12. Makhneva T.M. Issledovaniye khimicheskoy neodnorodnosti po nikelyu i khromu v strukture martensitno-stareyushchey stali [The study of chemical heterogeneity of nickel and chromium in the of maraging steel structure]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2013, vol. 15, no. 1, pp. 91-96. (In Russian).
13. Sagaradze V. V., Kataeva N. V., Kabanova I. G., Zavalishin V. A., Valiullin A. I., Klyukina M. F. Structural mechanism of reverse a ^ y transformation and strengthening of Fe-Ni alloys. The Physics of Metals and Metallography, 2014, vol. 115, no. 7, pp. 661-671. https://doi.org/10.1134/S0031918X14070084
14. Livshits B. G., Kraposhin V. S., Linetskii Ya. L, Fizicheskiye svoystva metallov i splavov [Physical properties of metals and alloys]. 2nd ed. Moscow: Metallurgiy Publ., 1980. 320 p.
15. Makhneva T. M., Makhnev E. S., Savchenkova S. F, et al. 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 Laboratopy. Materials Diagnostics], 2002, vol. 68, iss. 11, pp. 33-36. (In Russian).
16. 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 [Physica of Metals and Metallography], 1979, vol. 48,
pp. 1058-1064. (In Russian).
17. Korobeinikov V. P., Potekhin 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).
18. Suvorova S. O., Sarrak V. I. Mekhanicheskaya nestabil'nost' austenita v predmartensitnom sostoyanii. [Mechanical instability of austenite in the pre-martensitic state]. Martensitnyye prevrashcheniya v metallakh i splavakh [Proc. conf. ICOMAT Martensitic transformations in metals and alloys. Kyiv: Naukova Dumka Publ., 1979, pp. 62-66. (In Russian).
19. 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. 1СОМАТ-77. Киев: Наукова Думка, 1978. С. 54-57.
20. Пушин В. Г., Романова Р. Р., Буйнов Н. Н. Предмартенситная неустойчивость перед превращениями в железо-никелевых сплавах // В кн.: Мартенситные превращения: докл. межд. конф. 1СОМАТ-77. Киев: Наукова Думка, 1978. С. 47-50.
21. Перкас М. Д., Кардонский В. М. Высокопрочные мартенситностареющие стали. М.: Металлургия, 1970. 224 с.
22. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. М: Металлургия, 1978. 392 с.
23. Махнев Е. С., Гапека Т. М. Исследование кинетики образования карбидов при охлаждении стали ВНС-2УШ (08Х15Н5Д2ТШ) // Технология легких сплавов. 1972. № 4. С. 114-115.
19. 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 Premartensitic State Using Orientation 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).
20. 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 [Proc. conf. Martensitic Transformations ICOMAT-77. Kyiv: Naukova Dumka Publ., 1978, pp. 47-50. (In Russian).
21. Perkas M. D., Kardonsky V. M. Vysokoprochnyye martensitno-stareyushchiye stali [High-strength maraging steels]. Moscow: Metallurgy Publ., 1970. 224 p.
22. Novikov I. I. Teoriya termicheskoy obrabotki metallov [Theory of heat treatment of metals]. Moscow: Metallurgy Publ., 1978. 392 p.
23. Makhnev E. S., Gapeka T. M. Issledovaniye kinetiki obrazovaniya karbidov pri okhlazhdenii stali VNS-2USh (08Kh15N5D2TSh) [Study of the kinetics of carbide formation during cooling of steel VNS-2USh (08H15N5D2TSh]. Tekhnologiya legkikh splavov [Technology of Light Alloys], 1972, no. 4, pp. 114-115. (In Russian).
Поступила 18.04.2022; принята к опубликованию 11.05.2022 Received 18 April 2022; accepted 11 May 2022
Информация об авторах
Махнева Татьяна Михайловна, доктор технических наук, главный научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация, e-mail: mah@udman.ru
Дементьев Вячеслав Борисович, доктор технических наук, руководитель ИМ УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Сухих Аркадий Анатольевич, научный сотрудник, УдмФИЦ УрО РАН, Ижевск, Российская Федерация
Information about the authors
Tatyana M. Makhneva, Dr. Sci. (Eng.), Chief Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation, e-mail: mah@udman.ru
Vyacheslav B. Dementyev, Dr. Sci. (Eng.), Head of IM, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation
Arkadiy A. Sukhikh, Researcher, Udmurt Federal Research Center UB RAS, Izhevsk, Russian Federation.
