CC BY
35
УДК 669.15-194.55/56:539.4.015
О ВКЛАДАХ ДЕФОРМАЦИОННОГО у®а-ПРЕВРАЩЕНИЯ И ПЛАСТИЧНОСТИ ОСНОВНЫХ ФАЗ В ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ Н18К9М5Т
СУХИХ А. А.
Институт механики УрО РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
АННОТАЦИЯ. По результатам испытаний на статическую трещиностойкость произведена оценка прироста вязкости разрушения стали Н18К9М5Т с двухфазной (а+у)-структурой за счет деформационного у®а-превращения остаточного и ревертированного аустенита. Определены аддитивные вклады в вязкость разрушения стали мартенсита и стабилизированного аустенита, обусловленные их пластичностью.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: мартенситно-стареющая сталь, структура, вязкость разрушения, пластичность, мартенсит, аустенит, остаточный, ревертированный, деформационное у®а-превращение.
Повышение характеристик вязкости мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т может быть достигнуто за счет создания мартенситно-аустенитной структуры [1 - 3]. Безусловно, их прирост зависит от количества, морфологии и свойств стабилизированной у-фазы (в основном ее пластичности и способности к у®а-превращению при пластической деформации). Свойства и структура у-фазы определяется типом аустенита и условиями его образования [1, 4, 5]. Стабилизированный аустенит подразделяют на остаточный (уост), ревертированный I (урев0 и дуплексный: остаточный + ревертированный II (у0ст+уреви) [1, 5].
Данная статья является продолжением работ [1, 4, 5] и имеет цель оценить вклады в вязкость разрушения стали Н18К9М5Т деформационного у®а-превращения, пластичности мартенсита и стабилизированного аустенита как основных фазовых составляющих после различных режимов термоупрочнения.
В табл. 1 представлены механические свойства стали Н18К9М5Т для четырех типов структурных состояний: мартенсит (а, режимы 1-5), мартенсит + ревертированный аустенит I (а+урев1, режимы 6-8), мартенсит + остаточный аустенит (а+уост, режимы 9-11), мартенсит + остаточный аустенит + ревертированный аустенит II (а+уост+уреви, режимы 12-14). Анализ приведенных данных показывает, что двухфазная (а+у)-структура обеспечивает наиболее значительное повышение характеристик пластичности и вязкости стали при наличии деформационного у®а-превращения. Об устойчивости стабилизированной у-фазы к пластической деформации судили по сопоставлению ее исходного содержания с количеством аустенита в изломах образцов на ударную вязкость и статическую
кли J
трещиностойкость ( уизл , уизсл, табл. 1).
Вклад деформационного у®а-превращения аустенита в статическую трещиностойкость стали обусловлен дополнительными затратами энергии пластической деформации для его осуществления. Энергию деформации, требуемую
для у®а-превращения можно представить согласно [6] следующим выражением:
( 0
лиу®а -
°а
У
Я.
где Лиу®а - энергия деформации, необходимая для осуществления у®а-превращения в пределах пластической зоны у вершины трещины; е^ - инвариант деформационного сдвига, связанный с у^а-превращением; оа - напряжение течения, при котором образуется
мартенсит деформации; 2И и 2рк - высота и ширина пластической зоны у вершины трещины; В - толщина образца; V- количество мартенсита деформации в пластической зоне.
Согласно [7] размер пластической зоны в направлении развития трещины можно определить по формуле:
2в Л = Х-
г <'2 V °0,2 J
, где £=210В+1,8.
Таблица 1
Фазовый состав, механические свойства и количество аустенита в изломах образцов стали Н18К9М5Т после различных режимов термоупрочнения [4, 5]
№ режима t °С Фазовый состав Ов, МПа О0,2, МПа пред £и , % KCU, МДж/м2 Л, КДж/м2 Ж и / изл ' % Jc Уизл , %
Закалка с 820 °С, 1 ч + старение, 3 ч
1 без старения а 1090 995 146 - - - -
2 400 а 1775 1700 95 0,70 58 - -
3 430 а 1905 1830 87 0,69 56 - -
4 460 а 2060 2020 86 0,62 52 - -
5 490 а 2120 2080 84 0,45 48 - -
6 520 а + 5 % Урев1 1990 1925 87 0,46 - 5 -
7 550 а + 23 % Урев1 1755 1685 97 0,51 57 23 23
8 580 а + 45 % Урев! 1540 1445 107 0,85 115 35 29
Закалка с 820 °С, 1 ч + нагрев 600 °С, 1 ч + закалка с 820 °С, 6 мин (соляная ванна) + старение, 3 ч
9 без старения а + 24 % Уост 1115 1000 150 - - - -
10 400 а + 24 % Уост 1660 1570 103 0,97 136 7 0
11 430 а + 24 % Уост 1820 1750 99 0,93 129 8 0
12 460 а + 24 % Уост + 5 % УревП 1850 1800 99 0,90 120 12 5
13 490 а + 24 % уост + 15 % Уревп 1870 1820 104 0,90 120 22 12
14 520 а + 24 % уост + 25 % у^ 1660 1550 113 1,13 148 28 16
Примечание: химический состав стали, % (масс): 0,009 С, 18,3 N1, 8,9 Со, 5,1 Мо, 0,66 И, 0,06 А1, 0,03 Б1, 0,03 Мп, 0,004 Б, 0,007 Р; термическая обработка осуществлена на черновых заготовках размером 12*12*55 мм;
механические свойства при растяжении (рв о0,2, еПред) определены на пятикратных образцах диаметром 5 мм по ГОСТ 1497-84, ударная вязкость (КСи) - на образцах типа I по ГОСТ 9454-78, вязкость разрушения (1С) -при трехточечном изгибе образцов типа 15 (ГОСТ 9454-78) по ГОСТ 25.506-85; еПред - предельная
пластичность, е'п1ред = 1п(1/(1-щ)), где щ - относительное сужение; уЦ^Ци и уЦзСл - содержание у-фазы в изломах образцов на ударную вязкость и вязкость разрушения; tcт - температура старения; содержание у-фазы определено рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-3.
Коэффициент интенсивности напряжений к* при испытаниях на трехточечный изгиб выражается как
К* =
БЖ
41 у ,
где Рс - максимальная нагрузка; Б -толщина образца; Ж - ширина образца; / - длина трещины; У - табулированная функция безразмерного параметра (//Ж),
У = 6
1,93 - 3,07 Г—1 +14,53 Г—1 - 25,11 Г—1 + 25,80 Г—!
I Ж ) ( Ж ) ( Ж ) ( Ж )
Тогда прирост вязкости разрушения за счет деформационного у^-а-превращения в пластической зоне АЗ7®а может быть представлен в виде следующего соотношения:
АЗу ® а = — д/
(
Аи
у®а
Б
2 г>4
. дз У®а = Ра £15 п УаА в П Рс
У
4з а4 б4ж4
/Г,
'0,2
где
Г = 2у4 ] + 4у3 (± ] /дУ (//Ж )
п =
1
д/ 2вХп
(п - отношение половины высоты пластической зоны у вершины трещины к квадрату отношения коэффициента интенсивности напряжений к пределу текучести).
Таблица 2
Исходные данные и результаты расчета прироста вязкости разрушения стали Н18К9М5Т с (а+у)-структурой за счет деформационного у®а превращения по испытаниям на трехточечный изгиб
№ п/п Фазовый состав (№ режима) № образца к*, МПа- м1/2 И, мкм Рс , Н 1/Ж АЗ у®а, КДж/м2
1 а + 24 % уост (10) 1 2 137 143 624 680 0,24 15535 17987 0,456 0,420 29 32
3 145 699 17108 0,442 35
2 а + 24 % уост (11) 4 5 135 142 488 540 0,24 15421 17290 0,453 0,431 19 23
6 143 548 16440 0,451 25
3 а + 24 % уост + 5 % Уревп (12) 7 8 119 138 358 482 0,24 14398 15824 0,434 0,452 11 20
9 143 518 17418 0,431 22
4 а + 24 % уост + 15 % уревп (13) 10 11 124 130 381 418 0,27 (0,24)** 14058 13871 0,456 0,476 14 (12)** 18 (16)**
12 145 520 14803 0,490 28 (25)**
5 а + 24 % уост + 25 % у^ (14) 13 14 131 135 586 622 0,33 (0,24)** 15611 15487 0,439 0,452 34 (24)** 39 (28)**
15 153 799 21208 0,385 58 (42)**
6 а + 45 % Урев1 (8) 16 17 111 115 484 519 0,16 17465 16206 0,337 0,379 9 11
18 128 643 17296 0,394 17
Примечание: И=0,082 (К*/а02) ; ** - объемная доля мартенсита деформации и АЗ7®а вследствие превращения уост.
Известно, что высота пластической зоны в ~ 2 раза превышает ее ширину [6, 8]. В связи с этим было принято в = 0,5. Тогда значение п при Б = 10-10- м равно ~ 0,082. Согласно [6] величина деформационного сдвига £5, связанного с у®а-превращением, в стали Н18К9М5Т составляет 0,2. В качестве напряжения течения аа принимали предел
текучести о0,2, соответствующим рассматриваемому структурному состоянию стали, хотя это, вероятно, несколько заниженная оценка оа, поскольку, измерения показывают, что исходное количество аустенита в образцах на растяжение в области равномерного удлинения практически не изменяется. Полагали, что степень у®а-превращения в пределах пластической зоны деформации одинакова. Такое предположение обосновано результатами работы [9]: при испытаниях на статический изгиб образцов с наведенной усталостной трещиной из мартенситно-стареющей стали 03Х10Н8К10М5Т степень у®а-превращения в пластической зоне по мере удаления от поверхности разрушения изменяется мало.
Принятые допущения и полученные данные при испытаниях на растяжение и
статическую трещиностойкость позволили оценить величину АЗ7®а. Результаты расчета для приведенных выше структурных состояний стали Н18К9М5Т (см. табл. 1) представлены в табл. 2.
Полученные данные свидетельствуют о существенном вкладе деформационного у®а-превращения в вязкость разрушения стали Н18К9М5Т. Причем величина АЗ7®а определяется типом у-фазы, полнотой деформационного у®а-превращения и, что очевидно, количеством метастабильной у-фазы (табл. 2 и 3).
Таблица 3
Составляющие вязкости разрушения стали Н18К9М5Т с (а+у)-структурой при разном уровне прочности
№ п/п Фазовый состав (№ режима) 00,2, МПа Зс, КДж/м2 у®а Уост ' КДж/м2 у ®а У рев ' КДж/м2 АЗ а , КДж/м2 АЗ У+ОД , КДж/м2 5-108, м2
1 а + 24 % уост (10) 1570 136 32 - 44 60 70
2 а + 24 % уост (11) 1750 129 22 - 42 64 43
3 а + 24 % уост + 5 % УревП (12) 1800 120 18 0 37 65 33
4 а + 24 % уост + 15 % УревП (13) 1820 120 18 2 29 71 31
5 а + 24 % уост + 25 % УревП (14) 1550 148 31 13 30 74 72
6 а + 23 % Урев1 (7) 1685 57 - 0 44 13 11
7 а + 45 % Урев1 (8) 1445 115 - 12 57 46 48
у®а у®а
Примечание: АЗУот и АЗу вклады в деформационного у^-а-превращения уост и урев; АЗа вклад в пластичности а-фазы; АЗу +аа вклад в пластичности у-фазы и мартенсита деформации, образованного из уост, Урев1 и уревП; - расчетное значение площади пластической зоны у вершины трещины, £ = прк2 .
Для стали остаточным и дуплексным аустенитом прирост вязкости разрушения АЗ7 ®а
2
составляет 18 - 44 КДж/м2 (10 - 30 % от абсолютных значений Зс), табл. 3, строки 1-5,
что не противоречит данным работы [6], в которой при расчете АЗ7®а по результатам испытаний компактных образцов с уост = 58 % на внецентренное растяжение получено
значение 40 КДж/м2. Увеличение АЗ7®а при уменьшении уровня прочности связано с ростом объема у®а-превращения вследствие увеличения размеров зоны пластической деформации (табл. 3, строки 1-5). Следует отметить, что при равной прочности дуплексный аустенит по сравнению с остаточной у-фазой обеспечивает больший прирост вязкости разрушения (табл. 3, строки 1 и 5). Другим доказательством о значительном вкладе деформационного у®а-превращения в повышении вязкости стали Н18К9М5Т с остаточным и дуплексным аустенитом является экстремальный характер температурной зависимости ударной вязкости КСи [4], что обусловлено увеличением полноты деформационного у®а-превращения с понижением температуры испытания.
В случае (а+урев1)-структуры ревертированный аустенит I, полученный при низких температурах нагрева в двухфазной области (520 - 550 °С), устойчив к пластической деформации - исходное содержание урев1 в изломах образцов на КСи и Зс сохраняется, см. табл. 1, режимы 6 и 7. При равной прочности вязкость разрушения (а+урев1)-структуры находится на уровне значений вязкости разрушения мартенсита, а ударная вязкость даже ниже (табл. 1, режимы 2 и 7). По-видимому, свойства урев1 в данном случае близки к свойствам перестаренного или недостаренного мартенсита, а меньшее значение КСи вызвано сменой механизма разрушения [4]. Релаксация напряжений при ударном нагружении осуществляется не только за счет пластической деформации, но микросколами по межфазным границам а /урев1 [4].
Ревертированный аустенит I, полученный при более высоких температурах нагрева (580 °С), отчасти метастабилен к пластической деформации, табл. 1, режим 8. При этом
среднее расчетное значение прироста вязкости разрушения АЗ7®а составляет 12 КДж/м2 (10 % от абсолютной величины Зс ), табл. 3, строка 7. Значительно увеличивается и ударная вязкость КСи (от 0,51 до 0,85 МДж/м ), табл. 1, режимы 7 и 8.
Используя расчетные величины АЗ7 ®а и правило аддитивности [10], была произведена оценка вкладов в вязкость разрушения Зс пластичности составляющих структуру основных фаз, табл. 3. При этом полагали, что вязкость разрушения мартенсита в (а+уост)- и (а+уост+уревп)-структурах находится на уровне вязкости разрушения (а)-структуры, упрочненной при одинаковой температуре старения, а при равной прочности уровни Зс ревертированного аустенита I, перестаренного и недостаренного мартенсита
совпадают. Полученные результаты свидетельствуют, что вклад пластичности остаточного аустенита и дуплексной у-фазы в вязкости разрушения стали Н18К9М5Т значительно выше, чем ревертированного аустенита I. При повышении прочности стали с (а+уост)- и (а+уост+уревп)-структурами вклад пластичности мартенсита уменьшается, а вклад пластичности остаточного аустенита и дуплексной у-фазы увеличивается, что, очевидно, обусловлено перераспределением пластической деформации между а- и у-фазами [10, 11]. В случае (а+урев1)-структуры с ростом прочности стали вклад пластичности ревертированного аустенита I уменьшается.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Предложен вариант методики расчета оценки вклада деформационного у®а-превращения в вязкость разрушения сталей с двухфазной (а+у)-структурой по результатам испытаний на статическую трещиностойкость при трехточечном изгибе. Показано, что у®а-превращение существенно увеличивает вязкость стали Н18К9М5Т.
При рассмотренных режимах термоупрочнения, содержаниях у-фазы и принятых допущениях прирост вязкости разрушения АЗу®а составил 10 - 30 % от абсолютных значений З с .
Установлено, что вклад пластичности остаточного аустенита и дуплексной у-фазы в вязкость разрушения стали Н18К9М5Т значительно выше, чем ревертированного аустенита I, и с ростом прочности стали он увеличивается. Для двухфазной (а+урев1)-структуры с увеличением прочности стали вклад пластичности ревертированного аустенита I в вязкость разрушения уменьшается.
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ №16-41-180211. СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 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.
2. Пестов И. В., Малолетнев А. Я., Перкас М. Д., Еднерал А. Ф. Малоцикловая ударная усталость мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т с двухфазной (а+у)-структурой // Металловедение и термическая обработка металлов. 1981. № 4. С. 28-31.
3. Тихомиров В. В., Шахназаров Ю. В., Панков А. Г., Воробьёва Н. И. Зависимость вязкости стали Н18К9М5Т при -196 °С от количества и устойчивости остаточного аустенита при разрушении // Физика металлов и металловедение. 1971. Т. 32, вып. 3. С. 641-643.
4. Сухих А. А., Вылежнев В. П. Влияние (а+у)-структуры на ударную вязкость и строение изломов мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т // Химическая физика и мезоскопия. 2012. Т. 14, № 1. С. 59-71.
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. Antolovich S. D., Saxena A., Chanani G. R. Increased Fracture Toughness in a 300 Grade Maraging Steel as Result of Thermal Cycling // Metallurgical Transactions, 1974, vol. 5, no. 3, pp. 623-632.
7. ГОСТ 25.506-85. Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при статическом нагружении. М. : Изд-во стандартов, 1985. 61 с.
8. Ирвин Дж. Особенности динамического разрушения // В сб. статей «Механика разрушения. Быстрое разрушение, остановка трещин» / пер. с англ. / под ред. Р. В. Гольдштейна. М. : Мир, 1981. Сер. 25. С. 9-22.
9. Schastlivtsev V. M., Kaletina Y. V., Kaletin A. Y., Filippov A. M. Stability of two-phase (a+y)-structure of maraging steels by ruptures of various kinds // The Physics of Metals and Metallography, 1993, vol. 75, no. 3, pp. 129-137.
10. Голованенко С. А., Фонштейн Н. М. Двухфазные низколегированные стали. М. : Металлургия, 1986.
206 с.
11. Филиппов М. А., Литвинов В. С., Немировский Ю. Р. Стали с метастабильным аустенитом. М. : Металлургия, 1988. 257 с.
ABOUT CONTRIBUTIONS OF THE STRAIN y®a-TRANSFORMATION AND PLASTICITY OF MAIN PHASES INTO FRACTURE TOUGHNESS OF MARAGING STEEL N18K9M5T
Sukhikh A. A.
Institute of Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The increase of toughness characteristics of maraging steel N18K9M5T can be achieved by stabilizing of austenite in the martensitic structure. One of the ways of obtaining martensitic-austenitic structure of the steel is a heat treatment, comprising exposure in the inter-critical temperature interval of As-Af, quenching with high-speed heating and with a short exposure from temperatures above Af and aging.
The growth of toughness characteristics of the steel depends on the amount, morphology and properties of the stabilized y-phase (mainly its ductility and ability to y®a-transformation during plastic deformation). Properties and the structure of y-phase are determined by the type of austenite and conditions of its formation. Austenite is divided into retained (yret), reverted I (yrevI) and duplex: retained + reverted II (grevII). Reverted austenite I is the y-phase that is formed in the martensitic structure under heating to temperatures of inter-critical interval As-Af and persists after cooling to room temperature; retained austenite is y-phase that continues after cooling from temperatures above Af. Reverted
austenite I is formed within a-martensite crystals as well on boundaries of a-martensite packets and crystals. Retained y-phase in the original structure "a-martensite + reverted austenite I" is stored in former volumes of the reverted austenite I. Reverted austenite II is named y-phase, that is formed in the structure "a-martensite + retained austenite" at the aging temperatures by the way of epitaxial growth on the retained austenite.
This paper presents the mechanical properties of steel N18K9M5T for four types of structural states: a-martensite, a-martensite + reverted austenite I, a-martensite + retained austenite, a-martensite + retained austenite + reverted austenite II. It is shown that the two-phase (a+y)-structure provides the most significant increase of ductility and toughness characteristics of steel in the presence of strain y®a-transformation.
According to the results of tests on static crack resistance by means of calculation the estimation of fracture toughness growth of steel N18K9M5T with two-phase (a+y)-structure at the expense of strain y®a-transformation of retained and reverted austenite has been done. Calculations show that the strain y®a-transformation actually significantly increases the toughness of the steel N18K9M5T. Under considered thermostrengthening modes, the contents of y-phase and the accepted assumptions, the fracture toughness growth was 10-30 % of its absolute values.
Additive contributions into the fracture toughness of the steel of martensite and stabilized austenite, caused by their plasticity, are determined. It is found that the contribution of plasticity of retained austenite and duplex y-phase in the fracture toughness of N18K9M5T steel is significantly higher than the reverted austenite I, and the contribution increases with the growth of steel strength. The contribution of plasticity of reverted austenite I decreases for two-phase (a+yrevi)-structure with increasing of the steel strength.
KEY WORDS: maraging steel, structure, fracture toughness, plasticity, martensite, austenite, retained, reverted, strain y®a-transformation.
REFERENCES
1. Vylezhnev V. P., Kokovyakina S. A., Simonov Yu. N., Sukhikh A. A. Elevation of 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.
2. Pestov I. V., Maloletnev A. Ya., Perkas M. D., Edneral A. F. Malotsiklovaya udarnaya ustalost' martensitno-stareyushchey stali N18K9M5T s dvukhfaznoy (a+y)-strukturoy [Low-Cycle Impact Fatigue maraging steel N18K9M5T with two-phase (a + y)-structure]. Metal Science and Heat Treatment, 1981, no. 4, pp. 28-31.
3. Tikhomirov V. V., Shakhnazarov Yu. V., Pankov A. G., Vorob'eva N. I. Zavisimost' vyazkosti stali N18K9M5T pri -196 °S ot kolichestva i ustoychivosti ostatochnogo austenita pri razrushenii [Dependence of viscosity N18K9M5T steel at -196 ° C the amount and stability of the residual austenite at break]. The Physics of Metals and Metallography, 1971, vol. 32, no. 3, pp. 641-643.
4. Sukhikh A. A., Vylezhnev V. P. Vliyanie (a+y)-struktury na udarnuyu vyazkost' i stroenie izlomov martensitno-stareyushchey stali N18K9M5T [The influence of (a+y)-structure on striking toughness and fractures structure of maraging steel N18K9M5T]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and mezoskopiya], 2012, vol. 14, no. 1, pp. 59-71.
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.
6. Antolovich S. D., Saxena A., Chanani G. R. Increased Fracture Toughness in a 300 Grade Maraging Steel as Result of Thermal Cycling. Metallurgical Transactions, 1974, vol. 5, no. 3, pp. 623-632.
7. GOST 25.506-85. Raschety i ispytaniya na prochnost'. Metody mekhanicheskikh ispytaniy metallov. Opredelenie kharakteristik treshchinostoykosti (vyazkosti razrusheniya) pri staticheskom nagruzhenii [Calculations and tests of strength. Methods of mechanical testing of metals. Characterization of fracture toughness (toughness) under static loading]. Moscow: Izd-vo standartov Publ., 1985. 61 p.
8. Irvin Dzh. Osobennosti dinamicheskogo razrusheniya [Features dynamic fracture]. V sb. statey Mekhanika razrusheniya. Bystroe razrushenie, ostanovka treshchin [In Proc. articles Fracture Mechanics. Rapid destruction, stop cracks]. Per. s angl., pod red. R. V. Gol'dshteyna. Moscow: Mir Publ., 1981, vol. 25, pp. 9-22.
9. Schastlivtsev V. M., Kaletina Y. V., Kaletin A. Y., Filippov A. M. Stability of two-phase (a+y)-structure of maraging steels by ruptures of various kinds. The Physics of Metals and Metallography, 1993, vol. 75, no. 3, pp. 129-137.
10. Golovanenko S. A., Fonshteyn N. M. Dvukhfaznye nizkolegirovannye stali [Two-phase low-alloy steel]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1986. 206 p.
11. Filippov M. A., Litvinov V. S., Nemirovskiy Yu. R. Stali s metastabil'nym austenitom [Steel with metastable austenite]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1988. 257 p.
Сухих Аркадий Анатольевич, научный сотрудник ИМ УрО РАН, тел. (3412) 20-29-25, e-mail: aasukhikh@mail. ru
