CC BY
149
УДК 669.15.74.-195:620.186
Д-р техн. наук Л. С. Малинов ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь
РОЛЬ МЕТАСТАБИЛ ЬНОГО АУСТЕНИТА В ПОВЫШЕНИИ
СВОЙСТВ СТАЛЕЙ
Приведены результаты исследований по повышению свойств сталей за счет применения комбинированных обработок, обеспечивающих получение многофазной структуры, в которой наряду с различными составляющими (мартенситом, нижним бейнитом, карбидами и др.) присутствует повышенное количество метастабильного аустенита, частично превращающегося в мартенсит при нагружении.
Ключевые слова: мартенсит, метастабильный аустенит, внутренний ресурс, механические свойства.
Введение
Одним из важнейших направлений современного материаловедения является создание сплавов с мета-стабильной структурой, способной под влиянием внешних воздействий к самоорганизации [1-3], что позволяет им адаптироваться к условиям нагружения и иметь свойства существенно более высокие, чем обычно достигаемые в настоящее время. Началом работ в этом направлении можно считать исследования, выполненные в середине прошлого века И. Н. Богачевым и Р. И. Минцем. Ими была высказана и реализована идея получения в сплавах на основе железа, титана, меди метастабильных твердых растворов, претерпевающих в процессе испытания механических свойств или эксплуатации мартенситные превращения. Это принципиально отличалось от общепринятого их использования в процессе упрочняющих технологий на стадии изготовления изделий. Новые представления позволили разработать высокоэффективные кавитационностойкие стали [4-6]. В дальнейшем установлено, что сплавы с метастабильным аустенитом обладают повышенной износостойкостью при гидроабразивном износе [7], абразивном [8], ударно-абразивном [9] воздействиях, сухом трении [10] и усталостном нагружении [11]. В этих сплавах может быть получен высокий уровень механических свойств [12-13]. Это обусловлено тем, что на развитие мартенситных превращений, протекающих при нагружении, расходуется значительная часть энергии внешнего воздействия и, соответственно, меньшая доля идет на разрушение [14, 15]. Кроме того, в процессе развития мартенситных превращений происходит не только упрочнение, но и релаксация микронапряжений, вследствие чего повышается работоспособность микрообъемов сплавов [16, 17]. Этому способствует динамическое старение [17]. В процессе нагружения протекают также такие структурные изменения как образование дефектов упаковки, увеличение плотности дислокаций, двойникование и др. В работах [18-20] сплавы с метастабильным аустенитом предложено рас-
сматривать в качестве адаптационных материалов, в которых основную роль в приспособлении их к внешним нагрузкам играют мартенситные превращения. Эти сплавы являются синергетическими системами, способными к самоорганизации структуры под влиянием внешних воздействий. Большинство исследований, выполненных к настоящему времени, посвящено высоколегированным сталям и чугунам, в которых мета-стабильный аустенит является основной структурой. В работах [21-24] обобщены многолетние исследования автора с сотрудниками по созданию экономнолегиро-ванных сплавов различных структурных классов и назначения, а также упрочняющих технологий на основе принципа получения многофазных структур, одной из которых является метастабильный аустенит. Для получения высокого уровня свойств его количеством и стабильностью необходимо управлять с учетом исходных химического, фазового составов и условий нагруже-ния. При этом важно также использовать сочетание различных известных механизмов упрочнения и сопротивления разрушению. Такой подход существенно расширяет представления о необходимости получения метастабильного аустенита в структуре нелегированных, низко- и среднелегированных сталей и чугунов. Метастабильный аустенит рассматривается в работах автора как важнейший внутренний ресурс сплавов, позволяющий существенно повысить их свойства, уменьшить или в ряде случаев исключить полностью дорогие легирующие элементы, используемые для этой же цели. Последнее играет важную роль в ресурсосбережении.
В данной работе приведены результаты исследований по повышению механических свойств сталей и износостойкости за счет комбинированных обработок, основанных на принципе получения в структуре повышенного (> 25 %) количества метастабильного аустени-та, его упрочнения и сохранения при этом способности претерпевать мартенситные превращения при на-гружении [25].
© Л.С. Малинов, 2014
Материал и методика исследований
Объектом исследований являлись марганцевые стали 06Г8, (06-07)Г(14-24), 100Г6Ф, а также цементируемая сталь 18ХГТ, пружинная 60С2 и инструментальная 9 ХС (табл. 1). Они были выбраны в связи с тем, что в них легко можно было получить повышенное количество метастабильного аустенита. Комбинированные обработки включали термическое (в ряде случаев химико-термическое) и деформационные воздействия на металл (рис. 1), осуществляемые в различных сочетаниях и последовательности Схемы комбинированных обработок приведены на рис. 2. Они включали нагрев и выдержку в межкритическом интервале температур, изотермическую закалку и низкотемпературный отпуск, а также холодную или теплую пластическую деформацию. В ряде случаев осуществлялась лазерная обработка. Деформация проводилась растяжением, дробеструйной обработкой и обкаткой роликом. Фазовый состав определялся рентгеновским методом на установке ДРОН-3. Механические свойства на растяжение проводились по ГОСТ 9457-88. Образцы на износ испытывались на машине МИ1-М по схеме колодка-ролик и ролик-ролик. Контртелом служила сталь М76, термообработанная на твердость ~ 60 ИЯС. Нагрузка при испытании по первой схеме составляла Р = 75 МПа, скорость скольжения V = 0,13 м/с. При испытаниях по второй схеме Р = 320 МПа, скорость вращения нижнего ролика составляла V = 0,98 м/с, а скорость проскальзы-
вания верхнего ролика V = 0,09 м/с. За эталон выбиралась соответствующая сталь после типовой для нее термообработки. Потеря массы образцов определялась с точностью до 0,0001 г.
Таблица 1 - Химический состав исследованных сталей
Сталь Содержание элементов, масс. %
С Мп Другие
06Г8 0,05 7,80 0,23 -
06Г14 0,06 13,60 0,25 -
06Г16 0,06 16,10 0,22 -
06Г20 0,06 19,60 0,23 -
07Г22 0,07 22,40 0,24 -
07Г24 0,07 23,70 0,21 -
100Г6Ф 1,05 6,2 0,40 0,30 V
18ХГТ 0,17 0,90 0,50 1,09 Сг; 0,05 Т
60С2 0,59 0,70 1,70 < 0,3 Сг; < 0,4 N1
9ХС 0,92 0,60 1,60 1,2 Сг
Примечание: 5 и Р < 0,03 % каждого.
Комбинированные обработки
I
Рис. 1. Комбинированные обработки, обеспечивающие получение в структуре сталей метастабильного аустенита, а также его
упрочнение и управление стабильностью
Время
а)
&
Ас,
Время
Г)
Время
Ь
-л
_Ас3 Ас,
Время
6)
КГ**
Время
3)
Время
Прсмя
Время
В)
Время
е)
и)
Время
Время
к) л) м)
Рис. 2. Схема комбинированных обработок исследованных сталей
Результаты исследований и их обсуждение
Марганцевые стали получают в настоящее время все большее применение в промышленности. Во многих случаях они являются альтернативой более дорогим никельсодержащим сталям, зачастую не только не
уступая, но и превосходя их по свойствам. Марганцевые стали характеризуются большим разнообразием структур и фазовых превращений при охлаждении и деформации. В них легко может быть получен в структуре наряду с другими составляющими метастабиль-
ный аустенит, упрочнением и стабильностью которого необходимо управлять по отношению к мартенсит-ным превращениям, протекающим при нагружении применительно к конкретным условиям испытаний или эксплуатации [21-24]. Существенное повышение свойств низкоуглеродистых марганцевых сталей может быть достигнуто применением комбинированных деформационно-термических обработок. Рассмотрим это применительно к сталям, имеющим структуру а ' -06Г8, а' + е + у - 06Г14 и е + у - (06-07)Г(16-24). Сталь 06Г8 после закалки от 900 °С и низкого отпуска (250 °С, 1 ч) имеет в структуре 100 % а- мартенсита (а') и следующий уровень механических свойств: ст02 = 850 МПа, стВ = 1100 МПа, 5 = 10 %, у = 45 %. Холодная пластическая деформация (ХПД) с обжатием 7 % приводит к возрастанию ст02 и стВ на 100 и 150 МПа, соответственно, и существенно снижает пластичность (5 = 3 %; у = 10 %). Большая, чем указанная выше, степень ХПД приводит к образованию трещин и не может быть использована. Комбинированная обработка этой стали, включающая нагрев в межкритический интервал (МКИ) температур (630 °С, 1 ч), для получения в структуре наряду с а- фазой 30-40 % вторичного метастабильного аустенита, последующую после охлаждения ХПД (е = 10 %) и низкотемпературный отпуск при 250 °С, 1 ч (рис. 2, а), позволяет обеспечить хорошее сочетание прочностных и пластических свойств: ст0 2 = 1100 МПа, стВ = 1200 МПа, 5 = 25 %, у = 54 %. Это обусловлено получением в а-фазе повышенной плотности дислокаций и развитой субструктуры, появлением межфазных границ большой протяжённости в связи с образованием вторичного аустенита (микродуплексная структура). Кроме того, после ХПД сохраняется 18 % аустенита, количество которого уменьшается до 8 % за счет превращения его в мартенсит в процессе испытаний механических свойств на растяжение до образования шейки (эффект самозакалки при нагружении). Это является важным фактором повышения временного сопротивления и сохранения повышенной пластичности.
Установлено, что проведение предварительной ХПД рассматриваемой стали ускоряет образование вторичного аустенита при нагреве в МКИ температур. Так деформация на 10 % позволяет получить после выдержки 20 мин в нем такое же количество вторичного аустенита, как и после часа без предварительной ХПД. С учётом этого комбинированная обработка (рис. 2, б), включающая двукратное ХПД (е = 10 %) с промежуточным нагревом в МКИ (630 °С, выдержка 15-20 мин), обеспечивает механические свойства: ст02 = 1180 МПа, стВ = 1300 МПа, 5 = 15 %, у = 50 %. '
В рассматриваемой стали аустенит в структуре может быть получен проведением деформации в МКИ [26]. Так деформация стали 06Г8 при 630 °С на 20 % позволяет получить в структуре наряду с а- мартенситом 40 % метастабильного аустенита. Последующая ХПД на 10 % вызывает частичное его превращение в
а- мартенсит. Доля последнего в структуре возрастает на 25 %. Заключительной обработкой для уменьшения уровня внутренних напряжений является низкий отпуск (250 °С, 1 ч). Указанная комбинированная обработка (рис. 2, в) обеспечивает повышенный по сравнению с закалкой и низким отпуском уровень механических свойств: ст02 = 1120 МПа, стВ = 1330 МПа, 5 = 14 %, у=45 %. Так же, как и в предыдущих случаях, важную роль в формировании механических свойств играет наряду с другими факторами протекание в упрочненном аусте-ните мартенситных превращений при испытании механических свойств.
Теплая деформация сталей, содержащих 16-22 % марганца, со структурой е + у уже при 130-200 °С приводит к существенному изменению фазового состава. Принципиальным отличием деформации в указанном интервале температур от ХПД при комнатной температуре является то, что снижению количества е- фазы соответствует не только увеличение доли а- мартенсита, но и у- фазы. Поскольку возрастание доли а- мартенсита при пластической деформации в указанном интервале температур намного меньше, чем снижение количества е- фазы, то увеличение содержания аусте-нита, сопровождающееся уменьшением доли е- фазы, свидетельствует о е ^ у переходе [27]. Обычно при ХПД протекание у ^ а'' превращения наряду с е ^ у маскирует последнее, т. к. не удается зафиксировать увеличение количества аустенита. Именно поэтому общепринято считать, что при деформации мартенситные превращения протекают в следующей последовательности: у ^ е ^ а''. Аустенит может превращаться в а''- мартенсит, если температура деформации расположена ниже Мду ^ а", независимо от того образуется е- фаза или нет. Это обычно не принимается во внимание. Между тем, е ^ у превращение при деформации должно быть даже более предпочтительно, чем е ^ а", на развитие которого указывается во многих работах. В е-фазе есть дефекты упаковки ГЦК, облегчающие ее переход в аустенит [11]. При де формации интервал е ^ у превращения в высокомарганцевых сталях, находящийся при относительно невысоких температурах (150-250 °С), понижается [28]. В свою очередь, ХПД вызывает повышение температуры микрообъемов металла до уровня, когда обратное превращение уже может протекать при нагреве. Поскольку деформация при одних условиях вызывает образование е- фазы, а при других - ее переход в аустенит, была изучена возможность использования у » е переходов, осуществляемых непосредственно в процессе пластической деформации, для повышения механических свойств Бе-Мп сплавов. Деформацию осуществляли по различным схемам. Наилучший результат на стали 06Г16 получен в том случае, когда вначале деформацией при температурах выше Аде ^ 1 е-фазу переводили в аустенит, а затем деформацией ниже Мду ^ е упрочняли его и вызывали образование небольшого количества е- фазы. Основное развитиеу » е превращения получают при после-
дующем нагружении в процессе испытаний механических свойств. Деформация со степенями 50 % при 200 °С повышает пределы текучести и прочности, соответственно, в 1,6 и 1,2 раза по сравнению с закаленным состоянием (ст0 2 = 420 МПа, стВ = 854 МПа), а относительное удлинение (5 = 35 %) примерно на 10 % выше. ХПД на 10 %, проведенная после этого (рис. 2, д), еще больше увеличивает прочностные свойства (ст0 2 = = 874 МПа, стВ = 1200 МПа), поскольку возрастает количество е- и а"- фаз, а также плотность дислокаций, но сохраняет пластичность на достаточном уровне (5 = 17 %, у = 35 %). Это обусловлено тем, что в процессе испытаний механических свойств происходит не только дополнительное упрочнение, но и релаксация микронапряжений.
Наиболее сильно стабилизирует аустенит в двухфазных (е + у) сталях по отношению к образованию е-мартенсита при охлаждении теплая деформация при400 °С. Ее проведение при более высоких температурах (600800 °С) уменьшает эффект стабилизации, так как наряду с деформационным упрочнением аустенита протекают процессы, снижающие его наклеп. Деформация стали 06Г20 при 400 °С на 10, 20 и 30 % стабилизирует аустенит и уменьшает количество е- фазы в структуре с 55 (после закалки) до 35, 12 и 0 % соответственно. С увеличением степени предварительной деформации при 400 °С предел прочности стали 06Г20 возрастает с ст В = 710 МПа (после закалки) до стВ = 960 МПа после ХПД со степенью е = 30 %. Предел текучести при деформации до е = 20 % меняется мало по сравнению с его уровнем после закалки и возрастает на 90-100 МПа после деформации на 30 %. Важно подчеркнуть, что относительное удлинение при увеличении степени теплой деформации до 20 % достигает максимума (5 = 5660 %). При дальнейшем возрастании степени деформации до 30 % оно снижается и незначительно отличается от уровня, полученного после закалки (5 = 20-25 %). Сопоставление изменения пластичности стали 06Г20, подвергнутой предварительной теплой деформации при 400 °С, и развития в ней мартенситных превращений при последующем нагружении позволяет заключить, что для получения наибольшей пластичности необходимо, чтобы при испытании механических свойств образование мартенситных фаз происходило бы с оптимальной интенсивностью [29]. В этом случае наряду с упрочнением в стали протекают релаксационные процессы, уменьшающие возможность образования микротрещин. Слишком интенсивное образование мартен-ситных фаз при нагружении, так же как и недостаточное развитие фазовых превращений, не позволяет реализовать запас пластичности.
Хороший комплекс механических свойств в стали 06Г20 может быть получен, как и в предыдущих случаях, после тёплой деформации и дополнительной ХПД. Деформация при 400 °С на 20 % и последующая ХПД такой же степени позволяют получить механические свойства: ст02 = 890 МПа, стВ = 1040 МПа, 5 = 18 %. Чем
выше степень предварительной теплой деформации, тем более высокий уровень прочностных свойств может быть получен после одной и той же степени окончательной ХПД. Последнюю следует выбирать с учетом величины предварительного упрочнения и, соответственно, степени стабильности аустенита. Комбинированная обработка стали 06Г20, включающая предварительную деформацию при 400 °С на 30 %, и последующую ХПД на 20 % (рис. 2, е) обеспечивают: ст0 2 = 960 МПа, стВ = 1160 МПа, 5 = 18 %. Такие свойства не могут быть достигнуты в этой стали после обычно применяемой ХПД. Хорошее сочетание механических свойств в сталях со структурой е + у можно получить комбинированной обработкой, включающей предварительную и заключительную ХПД с промежуточным нагревом, обеспечивающим завершение е ^ у превращения. Установлено, что ХПД с последующим нагревом до 400 °С, в результате которого происходит завершение е ^ у превращения вызывает стабилизацию аустенита по отношению к деформационному у ^ е превращению и не оказывает существенного влияния на у ^ а". Чем больше степень предварительной ХПД, тем меньшее количество е- фазы образуется после нагрева на 400 °С при охлаждении. ХПД и нагрев на 400 °С обеспечивают более высокий уровень прочностных свойств, чем закалка, сохраняя достаточную пластичность. В табл. 2 приведены данные для сталей 07Г22 и 07Г24, подвергнутых различным обработкам.
Наилучшее сочетание механических свойств достигается после двукратной ХПД на 20 % с промежуточным нагревом на 400 °С (рис. 2, ж). Обнаружено, что сочетание многократной деформации (~ 5 %) при ком -натной температуре с промежуточными кратковременными нагревами до 400 °С существенно повышает пластичность. Суммарное удлинение образцов стали 07Г22 достигает 90 %.
Заметное повышение прочностных свойств двухфазных (е + у) сталей при сохранении у них достаточной пластичности может быть достигнуто дифференцированной обработкой, заключающейся в сочетании общего и локального воздействия на сплав. В результате такого воздействия в его различных участках происходят неодинаковые фазовые и структурные превращения. Вследствие этого в материале возникают градиенты структурно-фазового состояния.
Исследовалась возможность применения дифференцированной обработки для стали 06Г22, имеющей после закалки от 900 °С в структуре 55 % е- и 45 % у- фаз. Плоские образцы толщиной 2 мм локально деформировали с обжатием 30 % в профилированных валках при 400 °С (Мд = 200 °С). Чередующиеся выступы и впадины шириной 1,5 мм располагались вдоль образца. Как уже отмечалось, деформация при 400 °С стабилизирует аустенит по отношению к образованию е- фазы при охлаждении. В результате локальной теплой деформации в стали были получены участки аус-тенита, являющегося метастабильным и претерпеваю-
щего при нагружении у ^ е и у ^ а" превращения. В недеформированных участках структура остается двухфазной с примерно равным количеством е- и у- фаз.
Для увеличения количества е- фазы до 80-85 % в этих участках проводили ХПД с небольшими степенями обжатия (~ 10 %), рис. 2, з. В результате получены следующие свойства: ст0 = 670 МПа, стВ = 950 МПа, 5 = 28 %. Прочностные характеристики стали 07Г22 после дифференцированной обработки значительно выше, чем после закалки, тогда как относительное удлинение примерно такое же. Аналогичные результаты получены и в том случае, когда сначала проводили общую деформацию при 400 °С, а затем локальную - при ком -натной температуре (рис. 2, и).
Таблица 2 - Влияние ХПД и нагрева на 400 °С на механические свойства сталей 06Г22 (числитель) и 06Г24 (знаменатель)
Обработка Механические свойства
ст0,2, МПа стВ, МПа 5, %
1. Закалка от 900 °С 336/230 756/714 27/45
2. То же, что и 1 + + ХПД 20 % 726/664 954/926 11/17
3. То же, что и 2 + + отпуск 400 °С, 1 ч 450/400 916/855 24/34
4. То же, что и 3 + + ХПД на 20 % 920/870 1160/1060 15/23
5. То же, что и 4 + + отпуск 250 °С, 1 ч 985/920 1190/1100 18/25
Хорошее сочетание свойств в марганцевых сталях типа 07Г22 можно получить после дифференцированной обработки, включающей общую ХПД и локальную лазерную обработку (рис. 2, к). Она вызывает обратные а" ^ у или е ^ у превращения, увеличивающие количество аустенита в заданных участках, расположенных через 1,5-2 мм вдоль образцов толщиной 2 мм, а также обработок, включающих общую теплую деформацию при 400 °С и локальную лазерную обработку (ст02 = 590-640 МПа, стВ = 930-980 МПа, 5 = 23-27 %). В отличие от предыдущего случая, в стабилизированном аустените под влиянием напряжений, вызванных лазерной обработкой, количество мартен-ситных (е- и а"-) фаз возрастает.
Аналогичный эффект получен в стали 100Г6Ф. После закалки с 1100 °С в воде она имеет преимущественно аустенитную структуру. Локальная лазерная термообработка, создающая упрочненные и неупрочненные участки, чередующиеся с шагом 2 мм, позволяет в облученных участках повысить твердость с 28 ИЯС до 52 ИЯС. Последнее вызвано образованием большого количества а-мартенсита, что обусловлено высоким уровнем напряжений при лазерной обработке, вызывающих распад метастабильного аустенита. Испытания при сухом трении по схеме колодка - ролик показали,
что износостойкость повысилась в 1,5 раза по сравнению с ее уровнем после закалки с 1100 °С.
Эффективность комбинированных обработок, предусматривающих получение повышенного количества метастабильного аустенита, показана также на низколегированных сталях. Сталь 18ХГТ была зацементирована при 950 °С (6 ч), закалена без подстуживания в масло и отпущена при 180 °С 1 ч. В результате количество метастабильного аустенита в поверхностном слое составляет ~ 80 %, остальное - мартенсит отпуска и карбиды. Заключительной обработкой являлась деформация дробью (рис. 2, л). Количество метастабильного аустенита уменьшилось до 45 % за счет образования мартенсита деформации. После испытаний на износ, проведенных по схеме ролик - ролик, количество метастабиль-ного аустенита уменьшилось до 18 % за счет у ^ а" превращения. Относительная износостойкость возросла в 1,5 раза по сравнению с уровнем, достигаемым после стандартной обработки, обеспечивающей структуру отпущенного мартенсита и карбидов.
Комбинированная обработка стали 60С2, обеспечивающая получение повышенного количества метаста-бильного аустенита и последующее его упрочнение, заключалась в следующем: сталь нагревали в МКИ на 780 °С, выдерживали 60 мин, проводили аустенитиза-цию при 900 °С 4 мин, после чего охлаждали в соляной ванне при 350 °С 10 мин, а затем - на воздухе. В структуре наряду с нижним бейнитом и мартенситом содержалось 28 % остаточного метастабильного аустенита. При этом получены механические свойства: ст02 = 785 МПа, стВ = 1050 МПа, 5 = 33 %. Последующими обработками являлись ХПД (е=7 %) и отпуск при 250 °С 1 ч (рис. 2, м). В результате упрочнения остаточного аустенита и его частичного превращения в мартенсит прочностные характеристики возросли до ст0 2 = 990 МПа, стВ = 1200 МПа, а относительное удлинение осталось на достаточно высоком уровне (5 = 17 %). Последнее может быть объяснено развитием при испытании механических свойств деформационного мартенситного превращения.
Целесообразность применения комбинированной обработки с использованием предложенного принципа показана на инструментальной стали 9ХС. Она была закалена с 930 °С в соляной ванне с температуры 250 °С и выдержана в ней 30 мин, после чего охлаждена на воздухе и отпущена при 180 °С 1 ч. В результате этой термообработки наряду с нижним бейнитом в структуре присутствовало 35 % остаточного аустенита. Окончательной обработкой являлась пластическая деформация обкаткой роликом. В результате количество остаточного аустенита уменьши -лось в поверхностном слое до 10-15 % за счет образования мартенсита деформации. Твердость при этом возросла с 55 до 62 HRC. Износостойкость, определенная по схеме колодка - ролик, увеличилась в 1,4 раза по сравнению с таковой после стандартной обработки, обеспечивающей структуру отпущенного мартенсита и карбидов.
Выводы
1. Комбинированные обработки, обеспечивающие получение в структуре наряду с другими составляющими метастабильного аустенита, последующее упрочнение, сохраняющее его способность к динамическим мартенситным превращениям при нагружении, применимы для широкого круга сталей и позволяют повышать их свойства.
2. При выборе схем и режимов комбинированных обработок, необходимо учитывать исходный фазовый состав сталей и превращения, протекающие при различных воздействиях, предусмотренных технологией, а также условия нагружения при испытаниях свойств и эксплуатации.
Список литературы
1. Лякишев Н. П. Новые направления в технологии получения материалов с заданными свойствами / Н. П. Лякишев // Металлы. - 1992. - № 2. - С. 5-8.
2. Иванова В. С. Синергизм механических свойств и экстремальных технологий управления структурой металла / В. С. Иванова, В. С. Баланкин, О. А. Банных // Металлы. - 1992. - № 2. - С. 11-20.
3. Прусаков Б. А. Проблемы материалов в XXI веке / Б. А. Прусаков // МиТОМ. - 2001. - № 1. - С. 3-18.
4. Богачев И. Н. Кавитационное разрушение железоуглеродистых сплавов / И. Н. Богачев, Р. И Минц. -М. : Машгиз, 1959. 170 с.
5. Богачев И. Н. Повышение кавитационно-эрозионной стойкости деталей машин / И. Н. Богачев, Р. И. Минц. М. : Машиностроение, 1964. - 143 с.
6. Богачев И. Н. Новые кавитационно-стойкие стали для гидротурбин и их термообработка / И. Н. Богачев, Л. С. Малинов, Р. И. Минц. М. : НИИИНФОРМ Тяж-маш, 1967. - 47 с.
7. Богачев И. Н. Гидроабразивная стойкость хромомарган-цевых сталей / И. Н. Богачев, Л. С. Малинов, В. П. Коробейников // Энергомашиностроение. - 1967. - № 7. -С. 27-30.
8. Попов В. С. Износостойкость пресс-форм огнеупорного производства / В. С. Попов, Н. Н. Брыков, Н. С. Дмитри-енко. - М. : Металлургия, 1971. - 57 с.
9. Филиппов М. А. Стали с метастабильным аустенитом / М. А. Филиппов, В. С. Литвинов, Ю. Р. Немировский. М. : Металлургия, 1988. 256 с.
10. Коршунов Л. Г. Износостойкость и структурные превращения нестабильных аустенитных сталей при трении / Л. Г. Коршунов // Контактная прочность неметаллических сплавов. - Свердловск : УПИ. - 1972. - С. 72-86.
11. Богачев И. Н. Структура и свойства железомарганце-вых сплавов / И. Н. Богачев, В. Ф. Еголаев. - М. : Металлургия, 1973. - 295 с.
12. Zackay V. F. The Enhancement of Ductility in High -Strength Steels / V. F. Zackay, E. R. Parker, D. Fahr, R. Bush // Trans. ASM. - 1969. - Vol. 60. - № 1. - P. 252259.
13. Малинов Л. С. Упрочнение нестабильных Cr-Mn-N сталей / Л. С. Малинов, Т. Д. Эйсмондт // Известия АН СССР. Металлы. - 1969. - № 2. - С. 113-120.
14. Малинов Л. С. Влияние предварительной пластической деформации на кавитационную стойкость хромомар-
ганцевых сталей / Л. С. Малинов, Т. Д. Эйсмондт // ФХММ. - 1968. - № 6. - С. 691-692.
15. Малинов Л. С. Влияние мартенсита деформации на свойства сталей Бе-Сг-Мп / Л. С. Малинов, А. П. Чейлях, К. Н. Соколов // Известия АН СССР. Металлы. - 1988. -№ 2. - С. 78-83.
16. Малинов Л. С. Кинетика образования е-фазы в легированных железо-марганцевых сплавах. Автореф. дис. ... канд. техн. наук : спец. 15.16.01. - Свердловск : УПИ, 1963. - 20 с.
17. Богачев И. Н. Релаксация напряжений в хромомарганцевой аустенитной стали 30Х10Г10 / И. Н. Богачев, Б. А. Потехин // ФММ. - 1964. - Т. 18. - № 5. - С. 257-259.
18. Малинов Л. С. Аналогия некоторых принципов, лежащих в основе адаптации живых организмов и сплавов с метастабильным аустенитом, в которых реализуется эффект самозакалки при нагружении, а также разработка технологий на этой основе / Л. С. Малинов // Строительство, материаловедение, архитектура. - Днепропетровск : ПГСА. - 2002. - Вып. 15. - Ч. 1. - С. 79-83.
19. Малинов Л. С. Стали и чугуны с метастабильным аусте-нитом - разновидность адаптационных материалов с самоорганизацией структуры, вызванной внешним воздействием / Л. С. Малинов // Тез. докл. X Региональной научн. и научн.-техн. конф. - Мариуполь : ПГТУ. -2003. - 84 с.
20. Малинов Л. С. Стали и чугуны с метастабильным аусте-нитом и эффектом самозакалки при нагружении - разновидность адаптационных материалов, повышающих свои свойства при внешнем воздействии за счет самоорганизации структуры / Л. С. Малинов // Металл и литье Украины. - 2003. - № 11-12. - С. 3-8.
21. Малинов Л.С. Разработка экономнолегированных высокопрочных сталей и способов упрочнения с использованием принципа регулирования мартенситных превращений / Л.С. Малинов / Автореф. дис. ... д-ра. техн. наук : спец. 15.16.01. - Екатеринбург: УПИ. - 1992. -35 с.
22. Малинов Л. С. Использование принципа получения метастабильного аустенита, регулирования его количества и стабильности при разработке экономнолегиро-ванных сплавов и упрочняющих обработок / Л. С. Ма-линов // МиТОМ. 1996. № 2. С. 35-39.
23. Малинов Л. С. Экономнолегированные сплавы с мар-тенситными превращениями и упрочняющие технологии / Л. С. Малинов, В. Л. Малинов. - Харьков : ННЦ ХФТИ, 2007. - 352 с.
24. Малинов Л. С. Повышение свойств сталей и высокопрочного чугуна получением в их структуре метаста-бильного аустенита и реализации эффекта самозакалки при нагружении / Л. С. Малинов // Металлы. - 1999. -№ 6. - С. 67-76.
25. Малинов Л. С. Споаб обробки сталей. Патент Украши ИА № 12399А, С21Д 1/00. / Л. С. Малинов. - 1997. -Бюл. № 1.
26. Упрочнение низкоуглеродистой высокопрочной стали в межкритическом интервале температур / [И. Ю. Пыш-минцев, В. А. Корзников, Р. З. Валиев, В. А. Хотинов] // МиТОМ. - 1999. - № 5. - С. 11-15.
27. Малинов Л. С. Фазовые превращения при деформации в высокомарганцевом сплаве / Л. С. Малинов, Е. Я. Хар-ланова, Л. А. Голубович // МиТОМ. - 1976. - № 2. -С. 13-15.
28. Лысак Л. И. Физические основы термической обработки стали / Л. И. Лысак, Б. И. Николин. - К. : Техника, 1975. - 304 с.
29. Фазовые превращения при нагружении и механические свойства предварительно деформированной стали Г20 / [Л. С. Малинов, К. Н. Соколов, Н. Я. Казачкова, Е. Я. Харланова] // Изв. Вузов. Черн. металлургия. -1973. - № 9. - С. 138-141.
Одержано 30.03.2015
Малшов Л.С. Роль метастабшьного аустешту у тдвищенш властивостей сталей
Наведенорезультати дослгджень пгдвищення властивостей сталей зарахунок використання комбтованих обробок, що забезпечують одержання багатофазног структури, в якгй поряд з ргзними складовими (мартенситом, нижнгм бейнгтом, карбгдами тощо) присутнгй у пгдвищенш кшькост1 метастабшьний аустенгт, що частково перетворюеться у мартенсит при навантаженнг.
Ключовi слова: мартенсит, метастабшьний аустенгт, внутрштйресурс, механгчнг властивостг.
Malinov L. Role of metastable austenite in increasing steels properties
The results of research on increasing steel properties by combined treatments providing obtaining the multiphase structure with various components (martensite, lower bainite, carbide etc.) with increased amount of metastable austenite partly transformed in martensate under loading are given.
Key words: martensite, metastable austenite, internal resource, mechanical properties.
