Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосберегающие экономнолегированные сплавы и упрочняющие технологии, обеспечивающие эффект самозакалки

Подождите немного. Документ загружается.

изотермической выдержки изменяется не только фазовый состав, но и стабильность аустенита, что

следует учитывать при анализе изменения механических свойств Fе-Мn сталей. Важную роль в

стабилизации аустенита по отношению к образованию ε-фазы играют многократные γ ↔ ε переходы.

Явление стабилизации аустенита при обратном мартенситном переходе впервые обнаружено

Я.М. Головчинером и Ю.Д. Тяпкиным в сплаве железа с 27 % Ni [153]. Ими было установлено, что

многократные γ ↔ α′ переходы приводят к понижению мартенситной точки и уменьшению объема

образующегося при охлаждении мартенсита. Высказано также предположение, что подобное явление

должно иметь место и для других сталей, в которых возможно обратное мартенситное превращение. Оно

было подтверждено И.Н. Богачевым и Л.С. Ершовой, впервые обнаружившими, что γ ↔ ε превращения

приводят к стабилизации аустенита по отношению к образованию ε–фазы [154].

Исследования, выполненные в работах [9, 155-159] еще в начале 60-х г., были одними из первых по

изучению влияния многократных γ ↔ ε переходов на структурные изменения, происходящие в Fe-Mn

сталях, что ранее не было известно. Исследовались стали, содержащие 0,04-0,06 % С, 19-20,8 % Мn, а в

ряде случаев их дополнительно легировали различными элементами [155], табл. 3.14. Термоциклирование

проводилось с нагревом в интервале температур от 300 до 800

С. Использовались рентгеноструктурный,

дилатометрический, дюрометрический и металлографический методы исследований, а также

определялись механические свойства.

Таблица 3.14

Химический состав исследованных сталей, %

Сталь С Mn Сг Ni W Mo Si S P

06Г20 0,06 20,5 - - - - 0,094 0,013 0,015

06Г20Х2 0,06 20,1 2,2 - - - 0,094 0,013 0,022

04Г20Х6 0,04 19,8 5,8 - - - 0,094 0,013 0,022

04Г20Х10 0,04 20,3 9,8 - - - 0,094 0,012 0,011

06Г20Н2 0,06 20,8 - 1,96 - - 0,013 0,014 0,022

06Г19В 0,06 19,1 - - 0,95 - 0,20 0,017 0,042

05Г19В4 0,05 19,0 - - 4,1 - 0,19 0,014 0,040

04Г19М 0,04 19,1 - - - 1,15 0,21 0,011 0,036

04Г19М2 0,04 19,0 - - - 2,5 0,20 0,014 0,032

В стали 06Г20 при балле зерна 6, 7 γ → ε превращение начинается при 100

С, заканчивается при

–70 ÷ –80

С, а обратное - протекает в интервале температур 180–230

С. На рис. 3.22 приведены

кинетические кривые образования ε-фазы при охлаждении до отрицательных температур в зависимости

от числа фазовых переходов. Кривая 1 соответствует γ → ε превращению после нагрева до 950°

С и

охлаждения до –180°

С. Кривые 2 и 3 характеризуют образование ε-фазы после 5 и 10 циклов нагрева до

400

С и охлаждения до –180°

С. Увеличение числа фазовых переходов снижает начало γ → ε

превращения и мало влияет на температуру его завершения. Интервал γ → ε превращения сужается, а

интервал обратного ε →γ, - практически не меняя своей величины, повышается на 10-20°

С. Следует

отметить, что повторяющиеся фазовые переходы приводят к стабилизации аустенита при нагреве до

любой из исследованных температур (300, 400, 600, 800

С). Однако интенсивность этого процесса

сильно зависит от температуры нагрева образцов при повторяющихся γ ↔ ε переходах.

На рис. 3.23 показано изменение дилатометрического эффекта, связанного с образованием ε-фазы в

зависимости от числа фазовых переходов при нагреве до различных температур с последующим

охлаждением до комнатной. При нагреве на 300°

С дилатометрический эффект изменяется неоднозначно.

При числе циклов до 4 он несколько возрастает, а при их увеличении убывает. Возрастание

дилатометрического эффекта можно объяснить увеличением количества ε-фазы [154]. Повышение

температуры повторных нагревов до 400, 600, 800°

С приводит к уменьшению дилатометрического

эффекта при увеличении числа циклов. Это может быть объяснено большей степенью стабилизации

аустенита по отношению к образованию ε-фазы. Наиболее сильно влияют фазовые переходы при нагреве

на 400°

С. При других температурах нагрева изменение дилатометрического эффекта менее сильно. В

связи с этим до полной стабилизации аустенита в зависимости от температуры, до которой производится

нагрев, требуется различное число циклов (рис. 3.24).

Рис. 3.22. Влияние числа фазовых переходов при нагреве до 400

С и охлаждении до −180

на кинетику образования ε-фазы при непрерывном охлаждении в стали 06Г20:

1 - охлаждение с 950

С без стабилизирующей обработки;

2 - то же, что 1 + 5 циклов 400

С ↔ −180

С; 3 - то же, что 1 + 10 циклов 400

С ↔ −180

Рис. 3.23. Влияние числа фазовых переходов (N) на изменение дилатометрического эффекта(∆l)

γ → ε превращения в стали 06Г20: 1 – нагрев на 300

С, зерно № 6, 7; 2 – нагрев на 800

С, зерно № 6, 7;

3 – нагрев на 600

С, зерно № 6, 7; 4 – нагрев на 300

С, зерно № 4; 5 – нагрев на 400

С, зерно № 6, 7

-200

-100

100

200

∆

⋅

−

мм

∆

⋅

−

мм

Рис. 3.24. Зависимость числа фазовых переходов (N), необходимых для полной стабилизации

аустенита, от температуры нагрева в стали 06Г20, зерно № 6, 7

Сложную зависимость интенсивности стабилизации аустенита от температуры нагрева можно

объяснить следующим образом. Фазовые переходы вызывают два параллельно протекающих процесса:

возникновение малых по величине напряжений, т.к. объемные изменения при γ ↔ ε превращениях

невелики (ГПУ решетка ε-фазы по упаковке атомов близка к ГЦК аустенита), и формирование

субструктуры аустенита. Известно, что небольшие напряжения могут способствовать мартенситному

превращению. Именно это имеет место при γ ↔ ε переходах с нагревом до 300

С. При нагреве на 400°

эти напряжения в значительной степени снимаются, возникает полигональная субструктура аустенита,

происходит закрепление дислокаций примесными атомами, что вызывает его сильную стабилизацию.

Нагрев на 600

C и особенно на 800

C уменьшают ее степень. Структурные изменения в процессе

повторяющихся фазовых переходов подтверждаются результатами микроструктурных исследований. В

исходном состоянии микроструктура стали 06Г20 представляет собой резко очерченные светлые

пластины ε-мартенсита, образующие фигуры правильной геометрической формы на фоне слегка

желтоватого аустенита. После повторных циклов нагрева и охлаждения аустенит, принимавший участие в

превращении, сохраняет форму ε-мартенсита, но выявляется в виде более темных пластин (рис. 3.25, а, б).

Рис. 3.25. Микроструктура сталей 06Г20 (а), 06Г20Х6 (б), зерно № 1, 2

после 3 циклов нагрева на 400

С и охлаждения до комнатной температуры; х 800

200

300

400

500

600

Повышенная травимость объясняется искажением и дроблением стабилизированных участков

аустенита. При увеличении числа фазовых переходов количество больших темных пластин аустенита

уменьшается. Это связано с увеличением времени пребывания образцов при температуре нагрева,

способствующим снятию искажений в участках аустенита, стабилизированных при первых фазовых

переходах. После их достаточно большого числа, когда начало γ → ε превращения снижается до

комнатной температуры, лишь в отдельных зернах аустенита можно наблюдать очень тонкие редко

расположенные пластины ε-фазы. Нагрев на 950

С под закалку еще не приводит к восстановлению

дилатометрического эффекта, хотя эта температура лежит значительно выше температуры

рекристаллизации. Структура после такого нагрева еще сохраняет следы стабилизирующей обработки.

Полное устранение последствий стабилизации наблюдается при нагреве под закалку на 1050

С, о чем

можно судить по восстановлению изменения дилатометрического эффекта при охлаждении (рис. 3.26).

Повышение температуры до 1150

С приводит к уменьшению объемного эффекта γ → ε превращения.

Величина зерна при нагреве на 950 и 1050

С не менялась и соответствовала исходному состоянию.

Нагрев на 1150

С вызвал рост зерна, что способствовало некоторой стабилизации аустенита. Для γ → α′

превращения известно обратное: укрупнение зерна инициирует мартенситное превращение. Чтобы

проверить предположение относительно стабилизирующего действия крупного зерна на γ → ε

превращение, были получены дилатограммы с одного и того же образца стали 06Г20 после закалки с

950

С, выдержка 20 мин, (балл зерна № 6, 7) и после двухчасовой выдержки при температуре 1150

(балл зерна № 3).

Рис. 3.26. Влияние температуры нагрева под закалку на величину дилатометрического эффекта

γ → ε превращения в стали 06Г20 после 12 циклов 400

С ↔ 20

С: 1 – 1050

С; 2 – 950

С; 3 - 1150

Оказалось, что во втором случае дилатометрический эффект прямого и обратного превращений

значительно меньше, чем в первом (рис. 3.27, а, б). При этом укрупнение зерна привело к снижению

температуры начала прямого превращения. По-видимому, роль границ зерен в процессе образования ε-

фазы велика и уменьшение их протяженности тормозит развитие γ → ε превращения. При крупном зерне

интервал обратного превращения находится примерно на 20

ниже, чем при мелком, что говорит об

облегчении ε → γ превращения с увеличением размеров зерна. Рост зерна оказывает дополнительное

стабилизирующее действие при повторных фазовых переходах. Особенно это заметно при нагреве на

300

С. В образцах с баллом зерна № 6, 7 наблюдается, как уже отмечалось, некоторое возрастание

дилатометрического эффекта при увеличении числа фазовых переходов до 4. Уже при балле зерна № 4-5

никакого увеличения дилатометрического эффекта не происходит. С увеличением числа циклов нагрева

и охлаждения он все время уменьшается, причем значительно интенсивнее, чем в первом случае

(рис. 3.23, 1, 4).

-200

-100

100

200

∆

⋅

−

мм

Рис. 3.27 - Дилатометрические кривыеγ ↔ ε превращений в стали 06Г20 при различной величине

аустенитного зерна: а – нагрев до 950

С, выдержка 20 мин, балл зерна № 6, 7;

б - нагрев до 1150

С, выдержка 2 ч, балл зерна № 3

В процессе повторяющихся циклов γ ↔ ε превращений определялись твердость и микротвердость.

Сталь 06Г20 после закалки (зерно № 6, 7) имеет твердость HRA 55. Фазовые переходы при нагреве на

З00

С при числе циклов до 3-4 приводят к увеличению твердости на HRA 4-5. Дальнейшее возрастание

числа циклов вызывает ее снижение, и после полной стабилизации аустенита она составляет примерно

HRA 50. Изменения твердости невелики, как и следовало ожидать, учитывая малые объемные изменения

при γ ↔ ε превращениях. Характер изменения микротвердости от числа циклов аналогичен

рассмотренному выше. Если после закалки она составляет 2000-2500 МПа, то после 3 циклов равна

3200 МПа. Это свидетельствует о том, что в результате небольшого числа фазовых переходов имеет место

наклеп аустенита и несколько возрастает количество ε-фазы, имеющей микротвердость 3200-3500 МПа.

Снижение твердости и микротвердости по мере стабилизации аустенита происходит вследствие

уменьшения количества ε-фазы и уровня внутренних напряжений. Большое влияние на стабилизацию

аустенита в процессе повторяющихся фазовых переходов оказывают легирующие элементы. Из рис. 3.28,

где показано изменение температуры начала γ ↔ ε превращения в зависимости от числа фазовых

переходов (нагрев на 400

С, охлаждение до комнатной температуры) для легированных сталей, видно,

что увеличение в стали 06Г20 содержания хрома, никеля, молибдена и вольфрама в значительной степени

уменьшает число циклов, необходимое для полной стабилизации аустенита. По степени увеличения

влияния на стабилизацию аустенита по отношению к γ → ε превращению в результате

термоциклирования легирующие элементы могут быть расположены в следующем порядке: Cr, W, Mo,

Ni. Последний влияет наиболее сильно. Изменения, происходящие в микроструктуре легированных

сталей после повторяющихся циклов нагрева и охлаждения, подобны изменениям в 06Г20. В сталях, где

ε-фаза после закалки имеет вид очень тонких пластин, после ряда фазовых переходов можно наблюдать

точечное расположение стабилизированного аустенита (рис. 3.25, б). По мере увеличения концентрации

легирующих элементов разница в твердости и микротвердости между исходным (после закалки) и

стабилизированным состояниями уменьшается, т.к. повышается стабильность аустенита по отношению к

образованию ε-фазы.

∆

l 10

−

мм

Рис. 3.28. Влияние числа фазовых переходов при нагреве до 400

С и охлаждении до комнатной

температуры на начало γ → ε превращения для различных легированных сталей: 1 – 06Г20; 2 - 06Г19В;

3 – 04Г19М; 4 – 06Г20Х6; 5 – 04Г19М2; 6 – 04Г20Х10; 7 – 05Г19В4; 8 – 06Г20Н2

В работах [156, 157] были проведены рентгенографические исследования стали 06Г19, образцы

которой после закалки от 1150

С подвергались пластической деформации и отжигу при 800

С 1 ч. Такая

обработка обеспечивала получение мелкого исходного зерна. Термоциклирование осуществлялось с

нагревом в соляной ванне до 260, 400, 600

С и охлаждением до −196

С [155]. Как уже отмечалось ранее,

после первых циклов нагревов и охлаждений (до 3) количество ε–фазы возрастает, а при дальнейшем

числе фазовых переходов снижается (рис. 3.29, а). Наиболее сильно на стабилизацию аустенита влияют

фазовые переходы 400

°С ↔ –196

С. Уже после 12 циклов сталь 06Г19 имеет почти полностью

аустенитную структуру. Слабее на стабилизацию влияют фазовые переходы 260

С ↔ −196

С и особенно

600

С ↔ −196

С. Увеличение числа фазовых переходов при всех исследованных температурах нагрева

(260, 400, 600

С) приводит вначале к накоплению несовершенств кристаллической решетки аустенита, о

чем свидетельствует возрастание ширины его линии (200)

и увеличение вероятности образования

дефектов упаковки (рис. 3.29, б, в). Дальнейшее увеличение числа фазовых переходов вызывает

противоположный эффект. Ширина линии аустенита и вероятность дефектов упаковки вновь возрастают

лишь при увеличении числа фазовых переходов 600 ↔ –196

С свыше 6. Термоциклирование влияет не

только на ширину интерференционной линии аустенита, но и на ширину линии (101)

ε–фазы (рис. 3.29,

г). Полученные данные подтверждают, что увеличение количества ε–фазы связано с возрастанием числа

дефектов упаковки, являющихся зародышами этой фазы. Стабилизация аустенита обусловлена

уменьшением упругих напряжений, возникновением полигональной субструктуры и закреплением

дислокаций примесными атомами. О первом свидетельствует уменьшение ширины линии аустенита, о

втором – снижение вероятности образования дефектов упаковки. Одной из причин этого может быть

также обогащение аустенита марганцем или углеродом, являющегося следствием диффузионного

перераспределения элементов. Это подтверждает некоторое увеличение параметра решетки аустенита

после многократных γ ↔ ε переходов [156].

В работах [9, 158. 159] впервые установлена возможность протекания γ → ε превращения в

изотермических условиях после термоциклической обработки. Объектом исследования служила сталь

06Г19, у которой за счет многократных (25) γ ↔ ε переходов, вызванных нагревом до 400

С и

охлаждением до −196

С, начало образования ε-фазы при охлаждении было снижено до −70

С.

Изотермическое превращение аустенита в ε-фазу изучалось в интервале температур от −40 до −180

С.

При непрерывном охлаждении со скоростью 25

/мин γ → ε превращение начинается при −60, −70

С, а

при изотермической выдержке - при более высоких температурах. Характер изотермических кривых

меняется в зависимости от температуры (рис. 3.30).

Рис. 3.29. Влияние фазовых γ ↔ ε переходов в стали 06Г19 на количество ε-фазы (а), вероятность

образования дефектов упаковки в аустените - α (б), ширину линий (200)

аустенита - β

(в)

и ширину линий (101)

ε-мартенсита - β

(г):

1 – 260

С ↔ –196

C; 2 - 400

С ↔ –196

С; 3 - 600

С↔ –196

Рис. 3.30. Изотермическое превращение аустенита в ε-фазу

при различных температурах, характеризуемое величиной

дилатометрического эффекта (l) γ ↔ ε в стали 06Г19

Превращение при −40, −50

С начинается после инкубационного периода. При этом интенсивность

процесса очень мала. Снижение температуры до –70

С значительно ускоряет изотермическое

образование ε-фазы. При этой температуре γ → ε превращение начинается сразу без инкубационного

периода. Процесс идет с нарастающей скоростью, которая после 17 ч начинает затухать. Образование ε-

фазы растягивается на большой промежуток времени (более двух суток). Изотермы при −90, −140,

−160

С показывают, что образование ε-фазы в начальный момент времени идет с максимальной

скоростью. По мере увеличения выдержки скорость процесса убывает. Это свидетельствует о том, что

превращение довольно быстро охватывает некоторое количество аустенита и вскоре доходит до

предельной величины. Чем ниже температура изотермы, тем быстрее затухает превращение. При –180

процесс не начинается даже после 10 ч выдержки. Изменение дилатометрического эффекта, связанного с

образованием ε-фазы, в зависимости от температуры имеет сложный характер (рис 3.31). Максимальные

объемные изменения γ → ε превращения наблюдаются при температурах –70 - –90

С и может достигать

23 х 10

-4

мм, что примерно соответствует дилатометрическому эффекту стали 06Г19 в

нестабилизированном состоянии после охлаждения до температуры жидкого азота. По мере удаления от

интервала –70, –90°

С как в сторону более высоких, так и более низких температур изотермической

выдержки, дилатометрический эффект убывает.

Рис. 3.31. Изменение дилатометрического эффекта, связанного с образованием ε-фазы,

в зависимости от температуры при различном времени выдержки в стали 06Г19

На рис 3.32 приведена зависимость скорости γ → ε превращения от температуры. По мере ее

понижения от –40

С скорость превращения сначала возрастает, достигая максимума при –90

С, а затем

снижается. Температурная зависимость скорости изотермического образования ε-фазы имеет вид,

типичный для обычных фазовых превращений. Восходящая и нисходящая ветви температурной

зависимости скорости определяются соотношением двух факторов - работы образования зародышей и

энергии тепловых колебаний атомов. Скорость образования зародышей

(

)

N выражается следующей

зависимостью [159]:

−−

, (3.6)

где

- энергия активации;

- работа образования зародыша;

- множитель, не зависящий от

температуры;

- основание натурального логарифма;

- газовая постоянная;

- температура.

Так как кристаллы ε-фазы растут до некоторой величины и при этом с большой скоростью, то можно

приближенно принять, что количество образующейся ε-фазы пропорционально числу возникающих

зародышей. Следовательно, скорость образования зародышей пропорциональна скорости изменения

количества ε-фазы, которая определяется по скорости изменения дилатометрического эффекта γ → ε

превращения. Определение работы образования зародышей показало, что

практически равна нулю

при –90

С и более низких температурах, а при –70

С она составляет 1200 кал/моль, при −50

С –

1400 кал/моль, при –40

С – 1600 кал/моль [9, 159].

Рис. 3.32. Зависимость начальной скорости превращения от температуры в стали 06Г19

Приведенные данные свидетельствуют о том, что в стали 06Г19 после стабилизации аустенита малая

интенсивность изотермического образования ε-фазы при температурах −40, −50

С обусловлена большой

работой образования зародышей. Охлаждение ниже этих температур приводит к быстрому ее

уменьшению, в связи с чем скорость процесса возрастает. При –90

близка к нулю и скорость

γ → ε превращения максимальна. При дальнейшем понижении температуры она убывает из-за

уменьшения величины

−

, которая определяется соотношением энергии активации и энергии

тепловых колебаний атомов. При температурах ниже –160

С множитель

−

становится достаточно

малым и скорость процесса невелика.

Так как скорость изотермического образования ε-фазы определяется скоростью образования

зародышевых центров, представляло интерес определить эту величину. Число зародышей, образующихся

в единицу времени в единице объема, пропорционально скорости превращения в начальный момент

времени. Она соответственно равна: при −40

С - 1300, −50

С - 1700, −90

С - 16000 и –160

С –

10000 мм

/сек [9, 158, 159]. Зависимость начальной скорости образования зародышей от температуры

имеет максимум, как и в случае обычных фазовых превращений. Приведенные экспериментальные

данные позволяют заключить, что γ → ε превращение не может рассматриваться как процесс

«атермический»; оно определяется величиной работы образования зародышей и энергией тепловых

колебаний атомов.

Дилатометрический эффект γ → ε превращения после стабилизирующей обработки при охлаждении

до –180

С со скоростью 25

/мин составляет примерно (0,1-0,2)⋅10

−3

мм. В то же время

дилатометрический эффект обратного ε → γ превращения значительно больше и равен 0,9⋅10

−3

мм

(скорость нагрева 200

/мин). Следовательно, при нагреве образуется некоторое количество ε-фазы, чем и

объясняется дополнительный дилатометрический эффект при нагреве (рис. 3.33, а). Это показывает

возможность значительного переохлаждения аустенита при условии низкой энергии колебаний атомов.

Однако зародыши ε-фазы возникают при нагреве, как только энергия тепловых колебаний становится

достаточно большой. Образование ε-фазы при нагреве лишний раз подтверждает термический характер

γ ↔ ε превращения. Было обнаружено, что скорость охлаждения и нагрева в интервале превращения

оказывает существенное влияние на кинетику процесса. Из рис. 3.33, б следует, что уменьшение

скорости охлаждения с 25

/мин до 5

/мин приводит к увеличению дилатометрического эффекта

образования ε-фазы (3.33, в). Следовательно, небольшие скорости охлаждения и нагрева обеспечивают

повышенную полноту превращения. Напротив, ускоренные охлаждение и нагрев приводят к

образованию меньшего количества ε-фазы.

-200

-150

-100

-50













мм/ч

Рис. 3.33. Влияние различных скоростей охлаждения и нагрева образцов в стали 06Г19

на дилатометрический эффект γ ↔ ε превращения: а - охлаждение 25

/мин, нагрев 200

/мин;

б - охлаждение 5

/мин, нагрев 200

/мин; в - охлаждение 25

/мин, нагрев 5

/мин

Полученные данные показывают возможность управления количеством образовавшейся ε-фазы за

счет термоциклической обработки, скоростей охлаждения и нагрева в интервале γ → ε превращения.

Установлено, что термоциклическая обработка оказывает заметное влияние на механические свойства

низкоуглеродистых высокомарганцевых сталей. Это показано на примере 06Г20, которая после закалки с

900

С подвергалась многократным нагревам на 400

С и охлаждениям до комнатной температуры.

Прочностные характеристики изменяются неоднозначно с увеличением числа фазовых переходов

(определение механических свойств проводилось не позднее, чем через 15 мин после окончания

термоциклической обработки). Так предел текучести после трех циклов обработки возрастает, а при

дальнейшем увеличении числа фазовых переходов снижается (табл. 3.15). Это связано с тем, что вначале

термоциклическая обработка вызывает увеличение, а затем - снижение количества ε–мартенсита.

Таблица 3.15

Изменение механических свойств стали 06Г20 в зависимости от числа фазовых γ ↔ ε переходов

при нагреве на 400

С и охлаждении до 20

Механические свойства

Режим термообработки

0,2

, МПа

, МПа δ, % ψ, %

МДж/м

1. Закалка с 900

С 385 792 16 25 0,9

2. То же, что 1 + 3 цикла 430 843 17 24 0,8

3. То же, что 1 + 6 циклов 370 861 20 27 1,1

4. То же, что 1 + 15 циклов 238 870 25 31 1,3

5. То же, что 1 +25 циклов 220 850 28 33 1,4

6. То же, что 5 + нагрев на

400

С 1 ч

225 830 30 35 1,6

7. То же, что 3 + изотермическая

выдержка при 20

С 10 ч

458 853 15 23 0,9

8. То же, что 4 + изотермическая

выдержка при 20

С 10 ч

470 862 13 20 0,8

Временное сопротивление возрастает при увеличении числа циклов до 15, а затем несколько

снижается, что более заметно после дополнительной стабилизирующей обработки при 400

С 1 ч. Это

можно объяснить интенсификацией деформационного мартенситного превращения. Снижение же

предела прочности после большого числа циклов (25) обусловлено, главным образом, стабилизацией

аустенита. Пластические характеристики и ударная вязкость с увеличением числа циклов более 15

заметно возрастают. Последнее связано с диспергированием ε–фазы под влиянием многократных

фазовых переходов и уменьшением ее количества. Наиболее сильное повышение пластических свойств и

ударной вязкости наблюдается после термоциклической обработки и дополнительного

стабилизирующего отпуска, когда в аустените происходит наиболее постепенное развитие мартенситных

превращений при нагружении. Полученные данные согласуются с результатами И.Н. Богачева и