Содержание к диссертации
Введение
1. Аналитический обзор 6
1.1. Легирование высокопрочных конструкционных сталей 6
1.2. Термическая обработка высокопрочных конструкционных сталей ..9
1.3. Термомеханическая обработка конструкционных сталей 13
1.4. Коррозия конструкционных сталей 22
1.5. Постановка задачи исследования 28
2. Материалы и методика исследования 30
2.1. Исследуемые стали 30
2.2. Термическая обработка сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА 30
2.3. Исследование превращения переохлаждённого аустенита в изотермических условиях 32
2.4. Термомеханическая обработка стали 22Х2М1ФА 32
2.5. Методика исследований 33
2.5.1. Металлографический метод 33
2.5.2. Электронная микроскопия 34
2.5.3. Дюрометрический метод 35
2.5.4. Механические испытания на растяжение 36
2.5.5. Механические испытания на ударный изгиб 37
2.5.6. Фрактографический анализ 38
2.5.7. Дилатометрический метод 38
2.5.8. Термометрирование 39
2.6. Определение температур АсЬ Ас3 иМ„ исследуемых сталей 40
2.7. Методы исследования коррозии металлов в электролитах 40
2.8. Определение погрешности измерений 44
3. Исследование структурных превращений в конструкционных Cr-Mo-V сталях 45
3.1. Влияние температуры нагрева на размер аустенитного зерна 45
3.2. Исследование кинетики распада переохлаждённого аустенита при непрерывном охлаждении 54
3.3. Структурные превращения сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА при различных режимах термической обработки 67
3.4. Исследование ударной вязкости сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА 79
3.5. Выводы 89
4. Исследование кинетики распада переохлаждённого аустенита в изотермических условиях в области промежуточного превращения и формирующиеся при этом свойства 90
4.1. Изучение кинетики распада переохлаждённого аустенита в изотермических условиях в области промежуточного превращения 90
4.2. Исследование коррозионной стойкости стали 26Х1МФА 102
4.3 Выводы 108
5. Исследование влияния термомеханической обработки на структуру и свойства стали 22Х2М1ФА ПО
5.1 Исследование влияния параметров термомеханической обработки на структуру и значения механических свойств стали 22Х2М1 ФА 110
5.2. Влияние параметров термомеханической обработки на
коррозионную стойкость стали 22Х2М1ФА 126
5.3. Выводы 131
Общие выводы 133
Список использованных источников 136
- Термическая обработка высокопрочных конструкционных сталей
- Термическая обработка сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА
- Исследование кинетики распада переохлаждённого аустенита при непрерывном охлаждении
- Исследование коррозионной стойкости стали 26Х1МФА
Введение к работе
Конструкционные низколегированные Cr-Mo-V стали являются широко используемыми в различных отраслях промышленности материалами, благодаря возможности получения различного уровня свойств в результате формирования необходимого структурного и фазового состояния методами термической и термомеханической обработок [1-3]. Надежность материала характеризуется конструктивной прочностью — комплексом механических свойств, находящихся в корреляции с условиями работы изделий. Требования к материалам вытекают из необходимости создания продукции повышенной эксплуатационной прочности и долговечности в условиях статического, динамического и знакопеременного внешнего нагружения (или их сочетания), в том числе при отрицательных температурах и воздействии агрессивных сред [3]. Для большинства конструкционных сталей параметрами конструктивной прочности являются: временное сопротивление при растяжении, предел текучести, вязкость разрушения, коррозионная стойкость [2, 4-7]. Для дальнейшего расширения сферы применения Cr-Mo-V сталей необходимо развитие методов термической и термомеханической обработок, повышающих конструктивную прочность материалов, что обеспечивает им преимущество по сравнению с большинством конструкционных сталей. Но выбор оптимальных температурно-временных параметров обработки невозможен без детального изучения кинетики распада переохлаждённого аустенита и роста его зерна при нагреве, без исследования влияния продуктов распада аустенита по различным механизмам на параметры конструктивной прочности. На сегодняшний день, по влиянию типа морфологии и количественного соотношения структурных составляющих, образующихся по промежуточному механизму, на склонность к хрупким разрушениям конструкционных сталей нет единого мнения, поэтому этот вопрос является актуальным. Разработка режимов термомеханической обработки для
5 конкретных материалов с целью достижения высокопрочного состояния при
сохранении пластичности остается металловедческой задачей. Кроме того,
при достижении высоких значений механических свойств стали необходимо
учитывать и её коррозионную стойкость, т.к. данная характеристика
определяет долговечность применения материала.
Решение этих вопросов позволит научно-обоснованно разрабатывать
режимы термической и термомеханической обработок низколегированных
Cr-Mo-V сталей для получения высокой конструктивной прочности
материалов, обеспечивая расширение области их применения.
Термическая обработка высокопрочных конструкционных сталей
Низколегированные Cr-Mo-V стали относятся к улучшаемым, их подвергают закалке и высокому отпуску, в результате чего образуется структура сорбита отпуска [1,20]. После закалки на мартенсит, материал сильно упрочняется, что обусловлено образованием пересыщенного углеродом а-раствора, повышением плотности дислокаций при мартенситном превращении, образованием на дислокациях атмосфер из атомов углерода и выделением из а-раствора дисперсных частиц карбида [20,21]. Но закалённая на мартенсит сталь характеризуется не только высокой твёрдостью, но и очень большой склонностью к хрупкому разрушению. Кроме того, при закалке возникают значительные остаточные напряжения. Поэтому закалку сталей обычно не применяют как окончательную операцию, хотя она и может сообщить стали высокую прочность (ав= 1300-2000 МПа). Для увеличения вязкости и уменьшения закалочных напряжений после закалки применяют отпуск [20].
Высокий отпуск на сорбит (450-650 С) широко применяют к изделиям из конструкционной стали, которые должны характеризоваться не только достаточной прочностью, но и хорошей сопротивляемостью ударным нагрузкам.
При отпуске сталей, закаленных на мартенсит, протекают следующие процессы: перераспределение углерода и азота в мартенсите; распад мартенсита с образованием карбидных выделений; превращение остаточного аустенита; выделение дисперсных частиц специальных карбидов и карбонитридов; полигонизация как вторая стадия возврата и рекристаллизация ферритной матрицы; коагуляция карбидов; перераспределение легирующих элементов и примесей; развитие специфических процессов необратимой и обратимой отпускной хрупкости [6].
Отпуск в районе отпускной хрупкости 1-го или 2-го рода ведет к повышению порога хладноломкости без снижения вязкости в вязком состоянии, что говорит о зерно-граничных процессах, вызывающих эти виды хрупкости [12].
Повышение температуры отпуска и вызванное этим разупрочнение стали ведет к понижению порога хладноломкости и повышению ударной вязкости. Для улучшаемых сталей оптимальное сочетание прочности, пластичности, положения порога хладноломкости и величин ударной вязкости достигается отпуском при 600—650 С [22, 23]. Более высокая температура отпуска (660— 700 С) ведет к повышению порога хладноломкости, что обычно объясняют протекающей при этом рекристаллизацией ферритной матрицы [6,22].
В сталях с добавками титана, молибдена, ванадия или вольфрама при повышении температуры отпуска после обычного разупрочнения, вызванного распадом мартенсита и коагуляцией частиц цементита, твёрдость возрастает. Это явление, обнаруживаемое после отпуска при 500 - 600 С, называют вторичным твердением. Из работы [1] известно, что в низкоуглеродистой стали (0,15 % С) пик вторичной твёрдости появляется при 0,1...0,2 % V или 0,08...0,12 % Nb, или 2,5...3,0 % Сг.
Причины вторичного твердения - образование кластеров из атомов легирующего элемента и углерода и замена растворяющихся сравнительно грубых частиц цементита значительно более дисперсными выделениями специального карбида (TiC, VC, Мо2С или W2C). Весьма важно, что во время вторичного твердения параллельно с ростом предела текучести увеличивается и вязкость из-за растворения сравнительно грубых частиц цементита [20].
Первые выделения карбида VC наблюдаются после отпуска при 500 С. Легкое зарождение карбидов при отпуске мартенсита приводит к образованию частиц, многочисленных и весьма разнообразных по размеру, форме и составу, при этом зернистые продукты отпуска мартенсита имеют более низкий порог хладноломкости, чем пластинчатые продукты распада аустенита. Понижение порога хладноломкости, наблюдающееся при увеличении прокаливаемое, является результатом образования продуктов отпуска мартенсита на большем сечении, в предельном случае — по всему сечению [6,16]. После выделения из матрицы стали специальных карбидов наступает стадия коагуляции карбидной фазы, чему способствует повышение температуры отпуска до 600 С [6]. Для конструкционных легированных сталей весьма важно, что специальные карбиды выделяются при высоком отпуске в более дисперсной форме, чем цементит [24-26]. Это обеспечивает повышенную вязкость, так как микропустоты (очаги разрушения) зарождаются около мелких частиц специального карбида труднее, чем около более крупных частиц цементита [20]. Качество закалки сильно сказывается на свойствах стали после высокого отпуска, однако по влиянию микроструктуры на склонность к хрупким разрушениям конструкционных сталей нет единого мнения. Принято считать, что чем более неоднородна и гетерогенна микроструктура, тем больше локальные концентрации напряжений и деформаций при небольшом общем их уровне и тем больше склонность к хрупкости [20,27]. Рядом исследований [20, 28-33] установлено, что наиболее высокие значения ударной вязкости в конструкционной улучшаемой стали при заданной прочности получаются при закалке на мартенсит. Отрицательное влияние промежуточных структур на свойства конструкционной стали сказывается в понижении значений ударной вязкости. Некоторые исследователи считают, что в закалённой стали нежелательно иметь только структуру верхнего бейнита, структура же нижнего бейнита на свойствах стали не сказывается [28].
Термическая обработка сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА
Термическую обработку сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА проводили в лабораторных печах типа СНОЛ. С целью исследования влияния температуры аустенитизации на размер аустенитного зерна сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, материал нагревали до температур 850, 865, 880, 895, 910, 925, 940, 955, 985 и 1000 С, выдерживали 15 минут, охлаждали в воде. Для изучения влияния температуры аустенитизации на механические свойства сталей 20X1 МФА, 22Х2М1ФА, 26X1 МФА термообработку проводили по режиму: нагрев до температур 930, 955, 980 С (тв=30 мин.), охлаждение в воде, масле, на воздухе; отпуск при температуре 655С с выдержкой 40 минут.
При исследовании изотермического распада аустенита сталь нагревали до температуры 880 С (Асз+50 С). После выдержки при температуре аустенитизации (тв=30 мин.) материал переохлаждали до определенной температуры (ti= 370 С, t2= 330 С, t2= 500 С), при которой выдерживали некоторое время для развития превращения (3 с; 5 с; 10 с; 20 с; 25 с; 30 с; 35 с; 40 с; 60 с; 70 с; 100 с; 200 с; 300 с; 1000 с; 1800 с). Образцы помещали в соляную ванну (состав: KNO3 (50 вес. %), NaM}? (20 вес. %), NaNC 2 (30 вес. %)), а затем охлаждали в воде. Долю немартенситных продуктов превращения определяли с помощью структурного метода.
Окончательная термообработка заключалась в закалке (ty = 880 С, вода) и отпуске при температурах: 200 С, 550 С , 600 С, 620 С, 655 С (х= 40 мин.), последующее охлаждение на воздухе.
Термомеханическую обработку стали 22Х2М1ФА проводили на лабораторном двухвалковом стане ДУО -130 в калибрах по режимам: - нагрев до 1200 С (тв= 30 мин.), температура начала деформации 1200 С, прокатку проводили с коэффициентом вытяжки KBS= 2 (за 4 прохода), температура окончания деформации - 850 С, последующее охлаждение на воздухе. - нагрев до 920 С (тв= 30 мин.), посадка в печь с tn = 710 С (тв = 205 мин.), прокатка с коэффициентом вытяжки К„г= 2 (за 4 прохода), последующее охлаждение на воздухе. - нагрев до 920 С (тв = 30 мин.), охлаждение на воздухе (тв = 90 с.) до температуры 650 С, посадка в печь с tn= 650 С (ті= 15 с, т4 = 10 мин., т5 = 20 мин., прокатка (Кв=1,25 за 1 прход), последующее охлаждение на воздухе. - нагрев до 920 С (тв= 30 мин.), охлаждение на воздухе (тв = 90 с.) до температуры 650 С, деформация (Кв=1,25; 1,50; 1,75; 2,0), последующее охлаждение на воздухе. Прокатку осуществляли за несколько проходов, в зависимости от коэффициента вытяжки; 1 проход - Кв=1,25. Между проходами производился подогрев материала в электрической лабораторной печи при t= 650 С (тв= 30 с.)
Основными методами исследования служили металлография, просвечивающая электронная микроскопия, растровая электронная микроскопия, дюрометрия, дилатометрия, фрактографический анализ, микрорентгеноспектральный анализ, ускоренные коррозионные испытания, испытания механических свойств.
Для изготовления шлифов использовали наждачный станок и наждачную бумагу различной степени зернистости. Образцы, после снятия наружного слоя на наждаке, подвергали шлифованию и полировке. Полировка шлифов проводилась на сукне с применением оксида хрома. Для выявления микроструктуры производилось травление. Для травления микрошлифов использовали реактивы следующих составов: 1. 4% Щ, + 96% С2Н5ОН. 2. Насыщенный водный раствор пикриновой кислоты C6H3N3O7. Первый травитель позволяет хорошо выявить внтризеренную структуру, второй - границы зерен.
При изучении кинетики роста аустенитного зерна при нагреве средний диаметр зерна определяли методом секущих на количественном анализаторе структуры «Epiquant» в полуавтоматическом режиме. Объём выборки для каждого образца составлял 1000... 1500 зёрен. По полученным результатам измерений хорд строили гистограммы распределения зёрен по размерам в соответствии с [86], на основании которых рассчитывали средний размер зёрен. Относительная ошибка в определении среднего размера зёрен составлила менее 9% для доверительной вероятности полученного результата 95% [86].
Металлографический анализ осуществляли с применением оптического микроскопа "Neophot-21" и «Epiquant» при увеличениях 100...500 крат. Фотографии микроструктуры были получены с помощью цифровой видеокамеры «Sanyo», установленной на микроскопе и подключённой к компьютеру, и программы SIAMS-600.
Электронномикроскопический анализ тонкой структуры и микродифракционные исследования проводили на электронном микроскопе "JEM-200C" при ускоряющем напряжении 160кВ. Приготовление фольги для электронномикроскопического исследования включало в себя следующие операции: Вырезка на электроискровом станке из образцов пластин толщиной 0.3...0.5 мм. Процесс резки производился с использованием воды без разогрева образцов. Предварительное утонение пластин на наждачной бумаге, понижая степень её дисперсности, до толщины 0.1 мм. Окончательное утонение посредством электрополировки. Электрополировку проводили с использованием стандартного ортофосфорного электролита, в водоохлаждаемом стакане при комнатной температуре.
Исследование кинетики распада переохлаждённого аустенита при непрерывном охлаждении
Из литературы известно [1], что для разработки технологии термической обработки используют термокинетические диаграммы распада переохлаждённого аустенита. По этим диаграммам можно получить точные данные о температурных интервалах протекания фазовых превращений при непрерывном охлаждении и об образующихся при этом структурных составляющих.
На данном этапе исследования изучена кинетика распада переохлажденного аустенита сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26X1МФА, построены термокинетические диаграммы при различных температурах аустенитизации.
Выбор температуры аустенитизации осуществлялся с учётом данных о критических температурах и в соответствии с результатами, полученными при исследовании влияния температуры нагрева на размер аустенитного зерна. Температуры аустенитизации составили: Асз+10 С, Асз+50 С, Асз+100 С. Охлаждение проводилось со скоростями 0,ГС/с -12,0 С/с.
Критические точки стали 26X1 МФА получены в результате дилатометрических исследований: Асі=760 С, Асз=830 С и рассчитаны по формулам (2.7,2.8), где Ad=762 С и Ас3=811 С.
Наблюдается высокая устойчивость переохлаждённого аустенита стали 20Х1МФА по 1-ой ступени, что обусловлено значительным содержанием карбидообразующих элементов (Сг, Мо, V) в аустените. При реализованных скоростях охлаждения не удалось зафиксировать распад переохлаждённого аустенита по диффузионному механизму. Инкубационный период промежуточного превращения составляет 10 с. Прокаливаемость материала невелика, верхняя критическая скорость закалки VBK3 составляет 80 С/с.
Анализ термокинетических диаграмм распада стали 22Х2М1ФА (рис. 3.7, 3.9, 3.11) показал, что устойчивость переохлаждённого аустенита при температурах промежуточного превращения намного меньше, чем диффузионного. Благодаря легированию, интервалы диффузионного и промежуточного превращений разделены по температурной шкале; между ними наблюдается область повышенной устойчивости переохлаждённого аустенита. 1 10 100
При данной скорости охлаждения не весь аустенит успевает превратиться в феррито-карбидную смесь, непревращённая часть аустенита достигает температурного интервала промежуточного превращения и начинается образование бейнита.
По литературным данным [88] известно, что при развитии промежуточного превращения нераспавшаяся часть аустенита обогащается углеродом, что приводит к снижению мартенситной точки Мн. Бейнитное превращение не протекает до конца, и при дальнейшем охлаждении часть оставшегося аустенита претерпевает мартенситное превращение.
Металлографически установлено, что при охлаждении стали 22Х2М1ФА со скоростью 0, ГС/с в структуре - избыточный феррит ( 50 %), перлит ( 10 %), бейнит.
Повышение скорости охлаждения приводит к увеличению объёма аустенита, переохлаждённого до температур промежуточного превращения, что вызывает рост количества бейнита в структуре.
При увеличении скорости охлаждения до 0,65С/с (рис. 3.86) количество бейнита в структуре стали увеличивается (от 10 до 80 %), доля избыточного полигонального феррита уменьшается (до 20%); распад переохлажденного аустенита при Уохл = 0,65С/с не приводит к образованию перлита. При последующем увеличении скорости охлаждения (рис. 3.8в, г) переохлажденный аустенит претерпевает распад по промежуточному механизму. Структура стали - бейнит, феррит которого присутствует преимущественно в виде зёрен.
Повышение температуры аустенитизации до 900 С и охлаждение со скоростями 0,1 С/с и 0,65 С/с приводят к формированию феррито-бейнитной структуры (рис. 3.10а, б) в результате распада переохлажденного аустенита по диффузионному и промежуточному превращениям. В структуре наблюдается избыточный феррит (-60%) и бейнит; перлит в стали отсутствует, что объясняется повышением устойчивости переохлаждённого аустенита стали 22Х2М1ФА. Устойчивость аустенита возрастает за счёт повышения содержания легирующих элементов в нём, что происходит из-за растворения карбо-нитридных частиц; вследствие роста зерна, уменьшается суммарная межзёренная поверхность, на которой предпочтительно начинается распад; растворяются частицы вторых фаз, которые являются подложками для зарождения. При повышении скорости охлаждения (рис. ЗЛОв, г) распад переохлажденного аустенита проходит по промежуточному механизму. Структура стали - бейнит. Бейнитный феррит присутствует в виде длинных узких реек и зёрен; структура имеет перистое строение, характерное для верхнего бейнита.
Дальнейшее повышение температуры аустенитизации и охлаждение стали 22Х2М1ФА со скоростью 0, ГС/с (ty =950 С) приводит к распаду переохлажденного аустенита по диффузионному и промежуточному механизмам (рис. 3.12а). В структуре - избыточный полигональный феррит (-50 %) и бейнит. При увеличении скорости охлаждения (Уохл- 0,65 С/с) в структуре заметно уменьшается доля избыточного феррита (-10 %) и увеличивается количество бейнита. На рисунке 3.12 в, г представлены структуры, полученные в результате распада переохлаждённого аустенита по бейнитному превращению; бейнитный феррит присутствует в виде реек и зёрен.
При увеличении температуры аустенитизации стали 22Х2М1ФА от 900 С до 950 С устойчивость переохлажденного аустенита возрастает в области перлитного превращения, о чём свидетельствуют металлографические исследования. По нашему мнению, это обусловлено тем, что с повышением содержания ванадия в аустените за счёт частичного растворения его дисперсных .карбидов, снижается диффузионная подвижность углерода, и, как следствие, увеличивается длительность инкубационного периода и уменьшается скорость превращения. В результате изучения влияния температуры аустенитизации на кинетику распада переохлажденного аустенита стали 26Х1МФА построены термокинетические диаграммы (рис: 3.13,3.15,3.17). На рис. 3.14 представлена микроструктура стали 26X1МФА после охлаждения с различными скоростями (ty = 840 С). При охлаждения со скоростью 0,1 С/с (рис. 3.14 а) переохлаждённый аустенит претерпевает диффузионное превращение; в структуре стали перлит ( 40 %) и избыточный феррит. Увеличение скорости охлаждения до 0,65 С/с (рис. 3.14 б) обеспечивает распад аустенита с образованием избыточного полигонального феррита и бейнита ( 60 %). При дальнейшем увеличении скорости охлаждения в структуре - бейнит, где бейнитный феррит присутствует преимущественно в виде зёрен (рис. 3.14 в, г).
Исследование коррозионной стойкости стали 26Х1МФА
Одним из факторов, определяющих конструктивную прочность материала, является коррозионная стойкость. С целью изучения влияния продуктов распада переохлаждённого аустенита по промежуточному механизму на коррозионную стойкость стали 26X1 МФА проведены ускоренные коррозионные исследования.
Практическая цель этих исследований - определение долговечности стали 26X1 МФА и установление влияния структуры материала на его коррозионную стойкость в выбранной среде.
Поверхности образцов стали 26X1 МФА после проведения испытаний на коррозионную стойкость в исследуемой среде показаны на рисунке 4.13. Точечная коррозия, наблюдаемая на рис. 4.13, может являться начальной стадией общей коррозии, т. к. в любом случае одновременное равномерное растворение металла по всей поверхности маловероятно. Но может быть и началом межкристаллитной коррозии, развивающейся локально. Форма питтингов изменяется от неправильной до почти геометрической. Из литературы [97] известно, что наиболее часто питтинг имеет неправильную форму, когда возникает около неметаллических включений. В работе [97] установлено, что металл вокруг включений обладает повышенной растворимостью, скорость которой может быть в 100 раз выше, чем измеряемая (т.е. средняя по поверхности) скорость растворения стали. Повышенная скорость растворения металла у неметаллических включений может быть вызвана либо локальной деформацией, либо активирующим действием продуктов растворения включений. Локальная деформация металла вокруг неметаллических включений возникает из-за различия коэффициентов термического расширения. Эта деформация и порождает появление структурно-химических дефектов (дислокаций) и приводит к повышению электрохимической активности металла. Карбидообразующие элементы (Сг, Мо, V), находящиеся в стали 26Х1МФА, увеличивают гетерогенность структуры из-за образования карбидов и карбонитридов. Кроме данных частиц в исследуемом материале присутствуют также оксиды алюминия и сульфиды марганца. Количество неметаллических включений в металле велико, и они, вероятно, являются очагами коррозионного разрушения. Питтинг начинает с зарождения узкой канавки вокруг включения, которое некоторое время сохраняет свою целостность. По мере расширения и углубления канавки происходит постепенное разрушение самого неметаллического включения, растворение его и, наконец, удаление его из питтинга [97]. У материала, обладающего структурой верхнего бейнита, количество питтингов значительно больше (рис. 4.13 а), чем в случае мартенсита и нижнего бейнита. По-видимому, это связано с грубой морфологией карбидных частиц и неравномерным их распределением.
Получив поляризационные кривые для одного и того же металла (сталь 26Х1МФА) при различных режимах термической обработки, проанализировав рассчитанные по ним данные, можно предположить, что при получении структуры нижнего бейнита скорость коррозии будет несколько ниже (т.е. сталь со структурой после термической обработки по данному режиму № 6 будет наиболее стойкая в выбранной среде), чем в случае других обработок.
1. Изучен распад переохлажденного аустенита стали 26X1МФА при изотермических выдержках в области бейнитного превращения. Построены зависимости доли распада аустенита по промежуточному механизму от времени изотермической выдержки. Установлено, что при уменьшении температуры выдержки от 500 до 330 С увеличивается его полнота.
2. На примере стали 26X1 МФА подтверждена возможность протекания бейнитного превращения при температурах ниже М„. Изотермическая выдержка при температуре 330 С (М„ - 20 С) приводит к появлению мартенсита на стадии охлаждения до температуры выдержки, а по завершении инкубационного периода превращение идёт по промежуточному механизму.
3. Изучено влияние морфологии продуктов распада переохлаждённого аустенита по промежуточному механизму на ударную вязкость стали 26Х1МФА. Показано, что сталь 26X1 МФА со структурой, состоящей из верхнего бейнита и мартенсита, обладает более низкой энергией разрушения (KCV = 0,11 МДж/м), чем со структурой нижнего бейнита и мартенсита (KCV = 0,22 МДж/м2). Это обусловлено наличием в структуре верхнего бейнита грубых карбидных выделений и неравномерным их распределением.
4. Отпуск при температуре 655 С материала, обладающего гетерогенной мартенсито-бейнитной структурой после изотермической закалки, обеспечивает повышение ударной вязкости до 2 МДж/м , тем самым, нивелируя, охрупчивающее влияние промежуточных структур грубой морфологии.
