О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки
Установлены закономерности для аналитического обобщения экспериментальной информации о процессах, протекающих при выделении дисперсных фаз в сталях и сплавах....
Saved in:
| Published in: | Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии |
|---|---|
| Date: | 2004 |
| Main Authors: | , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут чорної металургії ім. З.І. Некрасова НАН України
2004
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/21083 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки / Э.В. Приходько, Т.В. Сенина, Л.А. Головко // Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии: Сб. научн. тр. — Дніпропетровськ.: ІЧМ НАН України, 2004. — Вип. 8. — С. 302-311. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-21083 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
Приходько, Э.В. Сенина, Т.В. Головко, Л.А. 2011-06-14T21:38:09Z 2011-06-14T21:38:09Z 2004 О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки / Э.В. Приходько, Т.В. Сенина, Л.А. Головко // Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии: Сб. научн. тр. — Дніпропетровськ.: ІЧМ НАН України, 2004. — Вип. 8. — С. 302-311. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. XXXX-0070 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/21083 621.785:669.14 Установлены закономерности для аналитического обобщения экспериментальной информации о процессах, протекающих при выделении дисперсных фаз в сталях и сплавах. ru Інститут чорної металургії ім. З.І. Некрасова НАН України Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии Металловедение и материаловедение О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки Article published earlier |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| title |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки |
| spellingShingle |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки Приходько, Э.В. Сенина, Т.В. Головко, Л.А. Металловедение и материаловедение |
| title_short |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки |
| title_full |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки |
| title_fullStr |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки |
| title_full_unstemmed |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки |
| title_sort |
о влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки |
| author |
Приходько, Э.В. Сенина, Т.В. Головко, Л.А. |
| author_facet |
Приходько, Э.В. Сенина, Т.В. Головко, Л.А. |
| topic |
Металловедение и материаловедение |
| topic_facet |
Металловедение и материаловедение |
| publishDate |
2004 |
| language |
Russian |
| container_title |
Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии |
| publisher |
Інститут чорної металургії ім. З.І. Некрасова НАН України |
| format |
Article |
| description |
Установлены закономерности для аналитического обобщения
экспериментальной информации о процессах, протекающих при выделении
дисперсных фаз в сталях и сплавах.
|
| issn |
XXXX-0070 |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/21083 |
| citation_txt |
О влиянии состава стали на состав и количество дисперсных фаз после термообработки / Э.В. Приходько, Т.В. Сенина, Л.А. Головко // Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии: Сб. научн. тр. — Дніпропетровськ.: ІЧМ НАН України, 2004. — Вип. 8. — С. 302-311. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. |
| work_keys_str_mv |
AT prihodʹkoév ovliâniisostavastalinasostavikoličestvodispersnyhfazposletermoobrabotki AT seninatv ovliâniisostavastalinasostavikoličestvodispersnyhfazposletermoobrabotki AT golovkola ovliâniisostavastalinasostavikoličestvodispersnyhfazposletermoobrabotki |
| first_indexed |
2025-11-24T03:12:33Z |
| last_indexed |
2025-11-24T03:12:33Z |
| _version_ |
1850840565596291072 |
| fulltext |
302
УДК 621.785:669.14
Э.В. Приходько, Т.В. Сенина, Л.А. Головко
О ВЛИЯНИИ СОСТАВА СТАЛИ НА СОСТАВ И КОЛИЧЕСТВО
ДИСПЕРСНЫХ ФАЗ ПОСЛЕ ТЕРМООБРАБОТКИ
Установлены закономерности для аналитического обобщения
экспериментальной информации о процессах, протекающих при выделении
дисперсных фаз в сталях и сплавах.
Вопросы регулирования состава и количества дисперсных фаз, равно
как и их распределения и формы выделения, относятся к числу наиболее
актуальных при решении проблемы создания сталей нового поколения. С
целью получения новых знаний о физической сущности и
количественных закономерностях этих процессов ранее был выполнен
большой объем трудоемких экспериментальных исследований [1−3] по
определению состава и количества дисперсных фаз в сталях различного
назначения. Однако полученная информация оказалась практически не
поддающейся аналитическому обобщению, в связи с чем интерес к ее
получению стал постепенно угасать. Преодолеть это затруднение
представляется возможным, используя методологию физико−химического
моделирования.
Как показано таким путем в работе [4], в низкоуглеродистых сталях,
микролегированных ниобием и ванадием, между количеством
дисперсных карбонитридных фаз и их составом существует тесная связь.
Для ее выявления информация о составе должна быть закодирована в
терминах модельных параметров, характеризующих межатомное
взаимодействие в соответствующем материале [5]. В общем случае
целесообразность такой кодировки предопределена кооперативным
характером ионообменных процессов между сосуществующими фазами
(по аналогии с взаимодействием металла и шлака при выплавке чугуна и
стали [6]). Подобные воззрения развиваются в работах С.И.Губенко [7]
при анализе закономерностей формирования состава и свойств
неметаллических включений в стали в зависимости от ее состава. К
сожалению, интересные идеи в части согласованного изменения в
подобных случаях составов и количества сосуществующих фаз являются,
в основном, логическими построениями. Рассмотрим возможность
конкретизации подобных представлений на языке численных расчетов.
Брауном М.П. показано [8], что в матрице сложнолегированных
сталей растворено значительно большее количество каждого из
легирующих элементов, чем в матрице одинарно легированных сталей.
Анализ этих результатов сквозь призму сложившихся представлений о
влиянии углерода и некоторых легирующих элементов на силы связей в
бинарных сплавах железа показал, что при многокомпонентном
303
легировании принцип аддитивного суммирования влияния различных
элементов на состав, структуру и свойства избыточных фаз не применим.
Расчеты, базирующиеся на этом принципе, могут приводить даже к
ошибочным качественным выводам из−за сложной суперпозиции
взаимодействий легирующих элементов между собой, атомами железа и
углерода. По этой причине представляются бесперспективными попытки
экспериментальным или расчетным (с помощью активностей) путем
установить очередность замещения атомов железа в карбидах
легирующими элементами, выяснить растворимость их в карбидах
среднеуглеродистых сталей вне взаимосвязи с процессами, попутно
протекающими в матрице сплава.
В работах [9,10] приведены состав и результаты фазового
химического анализа двадцати хромомарганцовистых сталей,
дополнительно легированных Si, W, Mo, Ti, V; стали также содержали
разное количество никеля и углерода. В табл.1 приведен состав некоторых
из сталей, в табл.2 − результаты расчета по этим данным параметров ZY и
d общего состава, а также значений параметров Y
oZ , do и no,
рассчитываемых по составу стали без железа (т.е. по составу
легирующего комплекса) [5]. Приведены также значения подобных
параметров с индексом «m», характеризующие при развиваемой схеме
расчетов состояние матрицы (т.е. системы C+Si+Mn). Как следует из рис.1
и 2, ввод критерия Y
oZ выявляет четкие зависимости количества
карбидной фазы при разных температурах отпуска от общего состава
легирующей системы.
Таблица 1. − Химический состав сталей (вес.%).
№ Сталь C Mn Si Cr Ni Mo W V Ti
1 20ХГВТ 0,20 1,20 0,29 1,26 − − 0,78 − 0,07
2 40ХГВТ 0,41 0,96 0,33 1,21 − − 0,82 − 0,08
3 30ХГСНТ 0,27 1,12 1,08 1,24 0,88 − − − 0,08
4 30ХГМТ 0,30 1,12 0,27 1,25 − 0,47 − − 0,10
5 35ХНМ 0,37 0,69 0,24 1,55 1,68 0,29 − − −
6 34ХНЗМФ 0,35 0,71 0,28 1,37 3,41 0,38 − 0,17 −
Следует отметить, что на ранней стадии анализа подобной
информации много внимания было уделено изучению
взаимосогласованности изменения составов ферритной и карбидной фаз
[7]. Наличие такой согласованности послужило эмпирическим
основанием гипотезы о кооперативном характере процессов
перераспределения компонентов между сосуществующими фазами.
Теперь, учитывая новые методические наработки [4, 5], появилась
возможность дальнейшего развития этой гипотезы.
304
Таблица 2. − Модельные параметры структуры для составов из табл.1.
№ Полный состав Состав стали без Fe Матричный состав
(C−Mn−Si)
ZY,e d⋅10−1,
нм
Y
oZ ,e dо⋅10−1,
нм
no Y
mZ ,e dm⋅10−1,нм nm
1 1,242 2,790 2,192 2,425 0,0787 1,738 2,074 0,0482
2 1,251 2,756 2,062 2,195 0,0927 1,616 1,826 0,0633
3 1,280 2,758 2,019 2,291 0,1218 1,728 2,005 0,0813
4 1,247 2,775 2,138 2,319 0,0860 1,680 1,944 0,0549
5 1,270 2,764 2,005 2,308 0,0848 1,558 1,766 0,0538
6 1,299 2,768 1,924 2,399 0,1313 1,594 1,793 0,0540
1
2
3
4
1.8 2 2.2 ZY
O,e
n к
,%
Рис. 1. Соотношение
между количеством
карбидной фазы и
параметром ZY
o состава
стали после отпуска при
400оС.
3
3.5
4
4.5
1.85 1.95 2.05 2.15
ZY
O,e
n
к,%
Рис. 2. Соотношение
между количеством
карбидной фазы и
параметром ZY
o состава
стали после отпуска при
600оС.
305
При сопоставлении данных [9, 10], сведенных в табл.3, с результатами
расчетов (по типу табл.2) характеристик взаимодействия в различных
подсистемах состава мы считали необходимым ограничиться
использованием в регрессионных моделях максимум трех переменных.
Таблица 3. – Количество карбидной фазы в сталях после отпуска (%).
№ Сталь Температура отпуска
п/п 400оС 500оС 600оС
1 20ХГВТ 1,65 2,40 3,10
2 40ХГВТ 2,80 3,60 4,00
3 30ХГСНТ 2,75 3,83 4,20
4 30ХГМТ 2,20 2,70 3,45
5 35ХНМ 3,30 4,00 4,25
6 34ХНЗМФ 3,70 4,15 4,35
С учетом этого ограничения к числу наиболее точных (r≥0,93) следует
отнести модель, связывающую количество карбидной фазы (nк) с ее
составом ( к
Y
ОZ характеризует сочетание концентраций легирующих
элементов, растворенных в карбиде), параметром d для общего состава
стали и химическим эквивалентом Y
mZ ее матрицы:
72,9714,55,3290,3 +−−= Y
mZdY
кoZкn (1)
Графическое представление этих результатов на рис.3
свидетельствует об их надежности. Оценивая их, отметим
принципиальную особенность методологии подобного обобщения
опытных данных – они как бы
абстрагированы от конкретных
концентраций компонентов
стали. В литературе же основное
внимание уделяется, как
правило, выяснению роли
изменения содержания того или
иного легирующего элемента, в
силу разных причин
оказавшегося на данном этапе в
центре внимания исследования.
Переход от установления
таким образом частных
корреляций к созданию
целостной картины связан с
большими методическими
1
2
3
4
5
1 2 3 4 5nк расч.
n к
э
кс
п.
Рис.3. Соотношение расчетных по
уравнению (1) и экспериментальных
значений количества карбидной фазы (О,
Δ, [] – отпуск соответственно при 400, 500
и 600оС ).
306
затруднениями и сводится, как правило, к формулировке общих
положений, не всегда подкрепленных достаточно представительной
экспериментальной информацией.Винокур Б.Б., в частности, обратил
внимание [11] на одно важное обстоятельство, зачастую не принимаемое
исследователями во внимание при обсуждении вопроса об образовании и
стабильности карбидов и других соединений в стали. Речь идет о том, что
при объяснении этой стабильности обычно оперируют
термодинамическими и структурными характеристиками, полученными
для карбидов (как и любых других дисперсных фаз) в «чистом»,
свободном состоянии как отдельного вещества. В стали же любые
соединения существуют не изолировано, а во взаимодействии с
окружающей их матричной фазой, вследствие чего термодинамические
характеристики образования и диссоциации соединений могут
существенно отличаться от установленных для чистых веществ.
Очевидно, что степень такого отличия является переменной, зависящей от
состава стали. Это необходимо учитывать, поскольку принято считать,
что при наличии в стали нескольких карбидообразующих элементов по
мере повышения температуры отпуска из мартенсита, например, должны
выделяться все более стойкие карбидные фазы в последовательности,
отражающей увеличение в них прочности межатомной связи [11]. В
качестве таких фаз могут быть твердые растворы карбидов и
карбонитридов с разной степенью нестехиометрии, и легированный
цементит, и интерметаллиды. Наличие надежной, казалось бы,
информации о термодинамике образования подобных фаз, к сожалению,
пока не внесло дополнительной ясности в обсуждаемую проблему.
Для обоснования развиваемых представлений важное значение имеют
результаты анализа информации о структуре жаропрочных сталей разных
классов. Единая схема такого анализа, использованная в описанных ниже
исследованиях, рассмотрена на примере ферритных сталей высокой
жаропрочности, достигаемой за счет упрочнения интерметаллидными
фазами. Состав небольшой группы таких сталей приведен в табл.4.
Таблица 4. − Химический состав жаропрочных ферритных сталей на основе 2,5%
Cr с различным содержанием W и Мo (вес.%).
№ Сталь C Si Mn Cr Mo V Nb W
1 12Х2МФБ 0,11 0,52 0,65 2,55 0,62 0,35 1,03 −
2 12Х2М5ФБ 0,11 0,50 0,61 2,57 4,9 0,32 1,05 −
3 12Х2МВ5ФБ 0,10 0,48 0,62 2,52 0,62 0,32 0,92 4,75
4 12Х2МВ8ФБ 0,10 0,46 0,60 2,52 0,62 0,32 1,01 8,1
5 12Х2М5В5ФБ 0,10 0,53 0,61 2,54 4,9 0,33 0,05 4,9
Основой послужила полуферритная сталь 12Х2МФБ (ЭП531), которую
упрочняли легированием молибденом и вольфрамом [2]. В табл. 4 приведены
химсоставы исследованных сталей, в табл.5 – интегральные параметры
307
взаимодействующего состава (ZY), для легирующего комплекса без железа
( Y
оZ ), для матрицы ( Y
mZ ) и легирующего комплекса без C, Mn, Si ( Y
mlZ ).
Таблица 5. − Характеристики межатомного взаимодействия в жаропрочных
ферритных сталях с различным содержанием W и Мо.
№ в d⋅10−1
,
ZY, do⋅10−1, ZY
o, dm⋅10−1, ZY
m, dml⋅10−1, ZY
m,
табл.4 нм e нм e нм e нм e
1 2,801 1,302 2,665 2,380 2,081 1,753 2,991 2,333
2 2,817 1,389 2,798 2,616 2,067 1,750 3,032 2,661
3 2,815 1,354 2,782 2,630 2,091 1,757 3,036 2,715
4 2,822 1,397 2,832 2,700 2,084 1,757 3,055 2,779
5 2,826 1,453 2,866 2,792 2,088 1,745 3,062 2,897
В табл.6 и 7 приведена часть результатов химического и
рентгеноструктурного анализов состава электролитически выделенных
осадков, а также их интегральные характеристики. После замедленного
охлаждения с высоких температур (нагрев 1100оС, 1ч, охлаждение с
печью, V=50o/ч) в осадке обнаруживаются карбонитрид ниобия Nb(CN) и
интерметаллидная фаза типа Fe2(W,Mo). Объем осадка тем больше, чем
выше содержание Mo и W.
Таблица 6. − Количество фазы и общий анализ осадков, электролитически
выделенных из жаропрочных ферритных сталей на основе 2,5% Cr (1100оС,
охлаждение с печью – 50о/ч).
№ в Кол−во Общий анализ осадка,%
табл.4 фазы,% Cr V Nb Fe W Mo
1 0,94 н.о. н.о. 0,93 0,008 − н.о.
2 2,20 н.о. н.о. 0,91 0,640 − 0,65
3 1,04 0,05 н.о. 0,84 0,080 0,07 н.о.
4 10,08 0,06 0,014 0,91 3,730 5,10 0,27
5 14,30 0,16 0,012 0,92 6,070 4,68 2,45
Из приведенных в табл.7 данных видно, что по составу осадок сильно
отличается от основного твердого раствора. Во всех исследованных
сталях, независимо от легирования, практически весь ниобий находится в
осадке, точнее в Nb(CN). Количество его в сталях, легированных 5% Мо
или 5% W, небольшое, не превышает 1%. В случае легирования стали
одновременно W и Mo (12Х2М5В5ФБ) в карбонитриде ниобия
растворяются Cr, Fe, W, Mo и количество этой фазы значительно
возрастает.
308
Таблица 7. − Интегральные характеристики осадков, электролитически
выделенных из жаропрочных ферритных сталей на основе 2,5% Cr (1100оС,
охлаждение с печью – 50о/ч).
№ в
Сталь
Данные
рентген.анализа
Интегр.характеристики
состава осадка
табл.4 d⋅10−1,нм tgα ZY,e
1 12Х2МФБ Nb(CN) 3,275 0,0633 1,618
2 12Х2М5ФБ Nb(CN)+сл.Fe2Mo 3,056 0,0713 2,422
3 12Х2МВ5ФБ Nb(CN) 3,159 0,0659 2,113
4 12Х2МВ8ФБ Nb(CN)+Fe2W 2,977 0,0757 2,208
5 12Х2М5В5ФБ Nb(CN)+Fe2(W,Mo) 2,962 0,0761 2,219
Анализ данных о фазовом составе сталей из табл. 4–7 после
различных (всего 15) вариантов их легирования или термической
обработки показал, что соотношение между количеством осадка и его
составом довольно точно (r=0,906) описывает уравнение
Y
ocZосdкn 05,196,662,251 −−= (2),
в котором параметры ocd и Y
ocZ определяются составом осадка. В то же
время при одном режиме термообработки между количеством дисперсной
фазы (nк) и параметром ZY разных фрагментов состава сталей (табл.5)
наблюдается тесная связь.
При одновременном варьировании режимов термообработки и
состава, соотношение между сопоставляемыми параметрами несколько
меняется. Не дублируя в полном объеме исходную информацию и
условия ее получения ограничимся иллюстрацией ее основной части в
виде табл.8.
Перевод информации о составе анодного осадка на язык модельных
терминов по подобию табл. 5, 6 и 7 позволил установить , что
)88,0(7,249,6634,264 =−−= rZdn Y
ococк (3)
Как следует из графической интерпретации этой зависимости (рис.4),
очевиден нелинейный характер соотношения (3), что целесообразно
учитывать при проведении
численных расчетов.
Рис. 4. Соотношение между
экспериментальными и расчетными
значениями nк .
0
4
8
12
16
0 2.5 5 7.5 10 12.5 15
nк расч.
nк
э
кс
.
309
Таблица 8. Состав металлических осадков в сталях 12Х2М5ФБ и 12Х2М5В5ФБ
после разных видов термической обработки.
№ Кол−во Соединение в Общий анализ анодного осадка,%
п/п фазы,% осадке [2] Cr V Nb Fe W Mo
1 1,07 Nb(C,N) − − 0,95 0,06 − 0,06
2 1,23 Nb(C,N) − 0,02 0,96 0,15 − 0,1
3 4,11 Nb(C,N)+Fe2Mo − − 0,93 1,66 − 1,52
4 5,44 Nb(CN)+Fe2Mo − − 0,94 2,4 − 2,1
5 2,20 Nb(CN)+Fe2Mo − − 0,91 0,64 − 0,65
6 1,25 Nb(C,N) − − 0,98 0,17 − 0,1
7 4,14 Fe2(W,Mo)+
Nb (CN)
0,11 0,011 0,93 1,66 0,97 0,46
8 12,85 Fe2(W,Mo)+
Nb (CN)
0,14 − 0,94 5,39 4,02 2,36
9 15,49 Fe2(W,Mo)+
Nb (CN)
0,10 − 0,97 7,02 4,8 2,6
10 14,3 Fe2(W,Mo)+
Nb (CN)
0,16 0,012 0,92 6,07 4,68 2,45
В работе [1] изложены результаты исследования фазового состава
хромоникелевой стали Х18Н22В2Т после разного по длительности
изотермического старения при температурах от 5000 до 7500 (в общей
сложности 30 вариантов). Разделение суммарного осадка на
карбонитридную и интерметаллидную фракции показало, что количество
карбонитридов в процессе длительного старения находится на
постоянном уровне (0,51−0,59%). Следовательно, увеличение объема
суммарного фазового осадка до ~2% вызвано появлением
интерметаллидов. Поскольку состав стали оставался неизменным,
появилась возможность для изучения влияния параметров взаимодействия
в осадке как химически едином целом и его общим количеством.
Оказалось, что для зависимостей nк=f(ZY) и nк=f(d) коэффициенты
корреляции соответственно равны 0,96 и 0,97, что свидетельствует о
функциональной связи между сопоставляемыми параметрами.
Отсюда следует, что тип структуры и стехиометрия выделяющихся
интерметаллидных фаз являются следствиями самосогласованного
перераспределения компонентов между сосуществующими фазами,
обеспечивающего выполнение условия nк=f(ZY, d) в соответствии с рис.5
Полностью аналогичная картина наблюдается при рассмотрении
результатов фазового анализа сталей типа Х16Н15М3Б [1].
310
Рис.5. Соотношение между
экспериментальными и
расчетными величинами
количества осадка
Результаты фазового
рентгеноструктурного и
химического анализов
свидетельствуют о том, что
при старении
титансодержащих сталей на
основе Х15Н20 выделяются
две фазы: карбонитрид Ti (C,
N) и фаза типа (Fe, Ni)3(Ti,
Al) или, условно, γ‘−фаза [3]. При анализе этих данных по сравнению с
рассмотренными ранее необходимо было учесть изменяющийся состав
стали, в качестве индикатора которого использовались поочередно
параметры ZY
ст и dcт. В результате по традиционной схеме
корреляционного анализа получены модели
nк = 6,25doc − 1,69ZY
oc + 5,53ZY
ст − 24,14 (r ≈ 0,93) (4)
nк = 6,16doc − 1,839ZY
oc − 4,28dст − 1,404 (r ≈ 0,92) (5)
Графическая интерпретация первой из них представлена на рис.6.
Рис. 6. Соотношение между
экспериментальными и
расчетными по уравнению
(4) величинами.
При анализе этой
зависимости необходимо
учитывать, что масштаб
изменения численных
значений nк
свидетельствует о важной
роли параметров ZY и d
общего состава стали в
формировании уровня этой величины.
Установленные законо-мерности конкретизируют общие положения
концепции ионнообменных процессов в гетерофазных растворах и смесях
и создают предпосылки для аналитического обобщения
0.5
0.7
0.9
1.1
1.3
1.5
1.7
1.9
0.5 0.7 0.9 1.1 1.3 1.5 1.7
nк рас.
n к
э
кс
.
0,25
0,75
1,25
1,75
2,25
2,75
0,25 0,75 1,25 1,75 2,25
nк расч.
nк
э
кс
.
311
экспериментальной инфор-мации о результатах процессов, протекающих
при выделении дисперсных фаз в сталях и сплавах.
1. Паршин А.М. Структура, прочность и пластичность нержавеющих и
жаропрочных сталей и сплавов, применяемых в судостроении. −Л.:
Судостроение, 1972. –200с.
2. Ланская К.А. Жаропрочные стали. −М.: Металлургия, −1969. –120с.
3. Высокопрочные аустенитные стали / М.В. Приданцев, Н.П. Талов, Ф.Л. Левин
. −М.: Металлургия, 1969. −248 с.
4. Влияние межатомного взаимодействия в расплавах на растворимость
карбонитридов в сталях. / Э.В. Приходько, В.Ф. Мороз // Фундаментальные и
прикладные проблемы черной металлургии. Вып. 5, −2002. −С.207−213.
5. Влияние процессов межатомного взаимодействия в многокомпонентных
сплавах на формирование их свойств./ Э.В.Приходько, Л.А. Головко //
Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии. Вып. 5,
−2002. −С.214−223.
6. Физико−химическое моделирование процессов межатомного взаимодействия
в металлургических расплавах. / Э.В.Приходько, Д.Н.Тогобицкая // Вестник
ПГТУ, вып.7. –1999. −С.72−83.
7. Губенко С.И. Трансформация неметаллических включений в стали. −М.:
Металлургия, −1991. −244 с.
8. Приходько Э.В. Эффективность комплексного легирования сталей и сплавов.
−К.: Наукова думка, −1995. −292 с.
9. Браун М.П. Экономнолегированные стали для машиностроения. −К.: Наукова
думка, −1977. −208 с.
10. Браун М.П. Микролегирование стали. −К.: Наукова думка, −1982. −302с.
11. Легирование машиностроительной стали / Б.Б. Винокур, Б.Н.Бейнисович,
А.Л. Геллер . −М.: Металлургия, −1977. −200 с.
12. Винокур Б.Б. Карбидные превращения в конструкционных сталях. −К.:
Наукова думка, −1988. −240 с.
Статья рекомендована к печати д.т.н. И.Г.Узлов
|