Влияние основных легирующих элементов на свойства малоуглеродистых и низколегированных сталей

Отжиг для снятия остаточных напряжений. Данная разновидность отжига I рода применяется для сварных деталей, изделий обработанных резанием, в которых в процессе предыдущих операций возникли остаточные напряжения, которые могут вызвать изменение размеров, коробление или поводку детали. Отжиг для снятия остаточных напряжений производят при температуре 160 - 700⁰С в течение 1 - 3 часов, с последующим медленным охлаждением. Остаточные напряжения можно снять и при проведении других видов отжига: рекристаллизационного, с фазовой перекристаллизацией, а также при отпуске закалённой стали.

2.2 Отжиг второго рода

Отжиг II рода или фазовая перекристаллизация состоит в нагреве стали до температур выше точек Ас₁, Ас₃ Выдержке и последующем медленном охлаждении. В результате такого отжига фазовые превращения приводят к достижению практически равновесного структурного состояния.

После отжига углеродистой стали получаются структуры, указанные на диаграмме состояния железо - цементит (рисунок 2.1). Феррит и перлит в доэвтектоидных сталях, перлит в эвтектоидной стали, перлит и вторичный цементит в заэвтектоидных сталях. После отжига сталь имеет малую твёрдость и прочность, но высокую пластичность. При фазовой перекристаллизации размельчается зерно, и прочие ненужные структуры в стали. Отжиг II рода подразделяется на:

1) Полный;

2) Изотермический;

3) Неполный.

Полный отжиг. Заключается в повышении температуры доэвтектоидной стали на 40 - 50⁰С выше температуры точки Ас₃, выдержки при данной температуре и завершении фазовых превращений в объёме стали и последующем медленном охлаждении (рисунок 2.2). При таком отжиге происходит полная фазовая перекристаллизация металла. На заводах скорость нагрева составляет примерно 100⁰С в час, а продолжительность выдержки - 0,5 - 1M, где M это масса садки в тоннах. Сталь загружают в печь при температуре печи 400 - 500⁰С. Легированные стали обладают значительной устойчивостью переохлаждённого аустенита и их охлаждают медленнее: от 10 до 100⁰С в час, а углеродистые - 200 - 250⁰С в час.

Изотермический отжиг. В данном случае легированную сталь обычно нагревают как для полного отжига и быстро охлаждают до температуры примерно 650⁰С. Затем выбирают изотермическую выдержку для распада аустенита и охлаждают на воздухе. Превосходство изотермического отжига перед другими заключается в экономии времени процесса, а так же в получении более однородной структуры металла.

Неполный отжиг. Данный отжиг отличается от полного отжига тем, что сталь нагревают до меньшей температуры (немного выше точки Ас₁). Этот вид отжига применяют для доэвтектоидных сталей с целью улучшения обрабатываемости резанием. Хотя при неполном отжиге происходит частичная перекристаллизация стали только из-за превращения перлит - аустенит. Избыточный феррит только частично переходит в аустенит, поэтому большая его часть не подвергается перекристаллизации. Из-за этого неполный отжиг доэвтектоидных сталей используют тогда, когда горячая механическая обработка была выполнена правильно, и не было получено крупного зерна структуры.

Рисунок 2.1 Диаграмма состояния Fe - Fe₃C

Рисунок 2.2 Схема полного отжига доэвтектоидной стали.

Для заэвтектоидных сталей применяют только неполный отжиг. В таких сталях нагрев немного выше точки Ас₁ на 10 - 30⁰С. Это вызывает почти полную перекристаллизацию и позволяет получить зернистую структуру перлита вместо пластичной структуры.

Стали эвтектоидного состава имеют небольшой интервал температурного нагрева (740 - 770⁰С) для отжига на зернистый цементит. Для заэвтектоидных углеродистых сплавов интервал температур расширяется до 770 - 790⁰С. Легированные заэвтектоидные стали нагревают до более высоких температур в широком интервале - 770 - 820⁰С.

Отжиг нормализационный. Этот отжиг заключается в нагреве доэвтектоидной стали до температуры выше точки Ас₃ на 50⁰С, а эвтектоидной стали выше точки А_ст тоже на 50⁰С, недолгой выдержки для прогрева всего объёма садки и окончания фазовых превращений и последующее охлаждение на воздухе. Нормализационный отжиг рождает полную фазовую перекристаллизацию сплава и убирает крупнозернистость, приобретённую в процессе литья, прокатки, ковке или штамповки.

Нормализацию используют по-разному, в зависимости от составляющих стали. К низкоуглеродистой стали применяют нормализацию вместо отжига. К отливкам из среднеуглеродистой стали вместо закалки с высоким отпуском используют нормализацию или нормализацию с высоким отпуском. Механические свойства при этом будут снижены, но зато произведённые детали подвергнутся меньшей деформации, и возможность появления трещин практически полностью исключается. Нормализационный отпуск с высоким отпуском (600 - 650⁰С) не редко используют для исправления структуры легированных сталей вместо полного отжига.

2.3 Закалка

Это обработка высокой температурой, заключаемая в нагревании стали до температуры выше температуры растворения избыточных фаз, последующей выдержке и затем охлаждении со скоростью, выше критической скорости. Закалка - это не окончательная операция термической обработки. Для уменьшения хрупкости и напряжений, рождённых закалкой, и приобретения требуемых механических показателей, металл после обработки обязательно подвергают отпуску. Инструментальную сталь часто подвергают закалке и отпуску для увеличения твердости, износостойкости и прочности, а конструкционную сталь -- для роста прочности, твердости, получения высокой пластичности и вязкости, а для некоторых деталей также и требуемой износостойкости.

Рисунок 2.3 Диаграмма состояния Fe -- Fe3C с нанесенными температурами закалки доэвтектоидной н эаэвтектоидной стали.

Выбор температуры закалки. Доэвтектоидные стали нагревают до температуры на 30 -- 50°С выше точки Ас₃, изображённой на рисунке ?. При этом сталь с начальной структурой перлит -- феррит, при нагреве получает аустенитную структуру, которая при дальнейшем охлаждении со скоростью выше критической превращается в мартенсит. При всех температурах нагрева в межкритическом интервале температур вследствие получения после закалки структуры мартенсита и сохранившегося при нагреве феррита твердость и прочность стали имеют меньшие значения по сравнению с полученными при закалке от температур выше Ас₃ значениями. Заэвтектоидные стали под закалку нагревают несколько выше Ас₃. При таком нагреве образуется аустенит при сохранении малого количества вторичного цементита. После охлаждения структура стали состоит из мартенсита и нерастворимых частиц карбидов, обладающих высокой твердостью. Верхний предел температуры закалки для большинства заэвтектоидных сталей ограничивают, так как чрезмерное повышение температуры выше Ас₃ связано с ростом зерна, что приводит к снижению прочности и сопротивления хрупкому разрушению. Поэтому интервал колебания температур закалки большинства сталей невелик (15 -- 20°С). Для многих сталей температура нагрева под закалку значительно превышает критические точки Ас₁ и Ас₃ (на 150 -- 250°С), что необходимо для перевода в твердый раствор специальных карбидов и получения требуемой легированности аустенита. Это повышение температуры не ведет к заметному росту зерна, так как нерастворенные частицы карбидов тормозят рост зерна аустенита.

2.4 Отпуск

Отпуск состоит в нагреве закаленной стали до температур ниже Ас₁ ,выдержке при такой температуре и последующем охлаждении с определенной скоростью. Отпуск является окончательной операцией термической обработки, в результате которой сталь получает требуемые механические свойства. Кроме того, отпуск полностью или частично устраняет внутренние напряжения, возникающие при закалке. Эти напряжения снимаются тем полнее, чем выше температура отпуска. Наиболее интенсивно напряжения снижаются в результате выдержки при 550°С в течение 15 -- 30 мин. После выдержки в течение 1,5 ч напряжения снижаются до минимальной величины, которая может быть достигнута отпуском при данной температуре.

Скорость охлаждения после отпуска также оказывает большое влияние на величину остаточных напряжений. Чем медленнее охлаждение, тем меньше остаточные напряжения. Быстрое охлаждение от 600°С создает новые тепловые напряжения. По этой причине изделия сложной формы во избежание их коробления после отпуска при высоких температурах следует охлаждать медленно, а изделия из легированных сталей, склонных к обратимой отпускной хрупкости, после отпуска при 500 --650°С во всех случаях следует охлаждать быстро.

Основное влияние на свойства стали оказывает температура отпуска. Различают три вида отпуска.

Низкотемпературный (низкий) отпуск проводят с нагревом до 150-200°С, реже до 240-250°С. При этом снижаются внутренние напряжения, мартенсит закалки переводится в отпущенный мартенсит, повышается прочность и немного улучшается вязкость без заметного снижения твердости. Закаленная сталь (0,5--1,3% С) после низкого отпуска сохраняет твердость в пределах HRC 58 -- 63, а следовательно, высокую износостойкость. Однако такое изделие (если оно не имеет вязкой сердцевины) не выдерживает значительных динамических нагрузок.

Среднетемпературный (средний) отпуск выполняют при 350 --500°С и применяют главным образом для пружин и рессор, а также для штампов. Такой отпуск обеспечивает высокие предел упругости, предел выносливости и релаксационную стойкость. Структура стали (0,45 -- 0,8% С) после среднего отпуска -- троостит отпуска или троостомартенсит с твердостью HRC 40 - 50. Температуру отпуска надо выбирать таким образом, чтобы не вызвать необратимой отпускной хрупкости. Охлаждение после отпуска при 400 -- 450°С следует проводить в воде, что способствует образованию на поверхности сжимающих остаточных напряжений, которые увеличивают предел выносливости пружин.

Высокотемпературный (высокий) отпуск проводят при 500 -- 680°С. Структура стали после высокого отпуска -- сорбит отпуска. Высокий отпуск создает наилучшее соотношение прочности и вязкости стали.

Закалка с высоким отпуском по сравнению с нормализованным или отожженным состоянием одновременно повышает пределы прочности и текучести, относительное сужение, и особенно ударную вязкость. Термическую обработку, состоящую из закалки и высокого отпуска, называют улучшением.

Улучшению подвергают среднеуглеродистые (0,3-0,5% С) конструкционные стали, к которым предъявляются высокие требования к пределу текучести, пределу выносливости и ударной вязкости. Однако износостойкость улучшенной стали вследствие ее пониженной твердости не является высокой. Улучшение значительно повышает конструктивную прочность стали, уменьшая чувствительность к концентраторам напряжений, увеличивая работу пластической деформации при движении трещины 2(работу развития трещины) и снижая температуру верхнего и нижнего порога хладноломкости. Отпуск при 550 --600° С в течение 1 -- 2 ч почти полностью снимает остаточные напряжения, возникшие при закалке. Чаще длительность высокого отпуска составляет 1,0 -- 6 ч -- в зависимости от габаритных размеров изделия.

2.5 Термическая обработка сплава 30ХГСА

Проанализируем влияние термической обработки на сплав 30ХГСА. Химический состав: углерод - 0,3 %, хром - 1 %, марганец - 1 %, кремний - 1 %, железо - 96,7 %; А - высококачественная, то есть содержит пониженное количество серы и фосфора (по 0,025 %). Класс стали в равновесном состоянии доэвтектоидный, а после охлаждения на воздухе - перлитный. Пользуясь диаграммой, изображённой на рисунке 2.4, выбираем температуру закалки, она равна 880⁰С. Далее нам следует подобрать время выдержки при данной температуре для полного прогревания всего объёма детали. Наша деталь представляет собой шпильку, изображённую на фотографии 2.4 длинной 135 мм и диаметром 30 мм. Пользуясь таблицей 2.1 подбираем время термообработки. Продолжительность нагрева должна обеспечить прогрев изделия по сечению и завершение фазовых превращений, но не должна быть слишком большой, чтобы не вызвать роста зерна и обезуглероживания поверхностных слоёв сплава. Из таблицы видно, что при нагревании детали в электропечи, продолжительность нагрева на 1 мм сечения составляет 40 - 50 секунд, следовательно, для шпильки диаметром 30 мм время закалки составит: 30 * 50 = 1500 секунд или 25 минут.

Таблица 2.1 Ориентировочная продолжительность нагрева изделий для закалки.

Условия нагрева	Продолжительность нагрева, на 1 мм сечения, с
	Круглого	Квадратного	Прямоугольного
В электропечи	40 - 50	50 - 60	60 - 75
В плазменной печи	35 - 40	45 - 60	55 - 60
В соляной ванне	12 - 15	15 - 18	18 - 22
В соляной ванне	6 - 8	8 - 10	10 - 12

Рисунок 2.4 Шпилька

Далее подберём охлаждающую среду для закалки. Для легированных сталей при закалки применяют минеральное масло (чаще нефтяное). Масло как закалочная среда имеет следующие преимущества: небольшую скорость охлаждения в мартенситном интервале температур, что уменьшает возникновение закалочных дефектов и постоянство закаливающей способности в широком интервале температур (20 - 150⁰С). К недостаткам следует отнести повышенную воспламеняемость, недостаточную стабильность и низкую охлаждающую способность в области температур перлитного превращения, а также повышенную стоимость. В таблице 2.2 приведена относительная охлаждающая способность некоторых закалочных сред.

Таблица 2.2 Относительная охлаждающая способность закалочных сред.

Охлаждающая среда	Температура, 0С	Относительная интенсивность охлаждения в интервале пузырькового кипения
	Охлаждающей среды	Пузырькового кипения
Вода	20	400 - 100	1,0
	40	350 - 100	0,7
	80	250 - 100	0,2
10%-ный раствор NaCl в воде	20	650 - 100	3,0
Раствор NaOH в воде:
10%-ный	20	650 - 100	2,0
50%-ный	20	650 - 100	2,0
Масло минеральное	20 - 200	500 - 250	0,3

После проведения термической обработки мы получили закалённую шпильку, изображённую на фотографии 2.5

Фотография 2.5 Шпилька после закалки

Следующим нашим действием является проведение высокого отпуска. Отпуск является окончательной операцией термической обработки, в результате которой сталь получает требуемые механические свойства. Кроме того, отпуск полностью или частично устраняет внутренние напряжения, возникающие при закалке. Эти напряжения снимаются тем полнее, чем выше температура отпуска. В данной детали, содержащей 0,3% С, осевые напряжения в результате отпуска при 550°С уменьшаются с 60 до 8 кгс/мм². Так же сильно уменьшаются тангенциальные и радиальные напряжения.

Проведя термическую обработку детали, мы получили структуру, показанную на фотографиях 2.6, 2.7, 2.8.

Фотография 2.6 Изображение структуры сплава 30ХГСА при увеличении в 500 раз.

Фотография 2.7 Изображение структуры сплава 30ХГСА при увеличении в 1000 раз.



Фотография 2.8 Изображение структуры сплава 30ХГСА при увеличении в 1600 раз.

2.6 Измерение твёрдости

Твердость - это способность материала сопротивляться внедрению в него других тел определенной формы и размеров под действием определенных сил. Измерение твердости можно осуществлять по методам Бринелля, Роквелла и Виккерса. В данной работе мы рассмотрим метод измерения твёрдости по Роквеллу.

2.6.1 Метод Роквелла

Измерение твердости металлов и сплавов по методу Роквелла осуществляется вдавливанием алмазного конуса или стального шарика с последующим определением твердости по глубине получаемого отпечатка (ГОСТ 9013-59).

Алмазный конус с углом при вершине 120° или стальной шарик диаметром 1,588 мм (1/16ўў) вдавливается в испытуемый образец (изделие) под действием двух последовательно прилагаемых нагрузок - предварительной Р₀=10 кгс и общей Р, равной сумме предварительной и основной Р₁ нагрузок. Общая нагрузка Р составляет 100 кгс при вдавливании шарика и 150 или 60 кгс при вдавливании конуса.

Схема определения твердости по Роквеллу приведена на рис. 2.9.

Рис. 2.9 ? Схема определения твердости по Роквеллу

Твердость по Роквеллу НR вычисляют так:

(2.4)

где h₀ - глубина внедрения наконечника под действием предварительной нагрузки, мм;

h - глубина внедрения наконечника под действием общей нагрузки, мм;

k - постоянная величина, равная 0,26 мм для шарика и 0,2 мм для алмазного конуса;

с - цена деления шкалы индикаторного прибора, соответствующая внедрению наконечника на 0,002 мм.

Твердость по Роквеллу выражается в условных единицах и отсчитывается по шкале индикатора непосредственно в процессе испытания.

Шкала, вид наконечника и нагрузка выбираются в зависимости от примерной твердости НВ испытуемого материала по табл. 2.4.

Твердость по Роквеллу обозначается цифрами, характеризующими число твердости, и буквами НR с указанием шкалы твердости, например 60 НRС.

В целях обеспечения единства измерений в СССР с 01.07.88 г. введены государственный специальный эталон и единая шкала твердости С_э по Роквеллу (ГОСТ 8.064-79).

Таблица 2.3 ? Выбор шкалы твердости, нагрузки и вида наконечника

Примерная твердость металла НВ, кгс/мм2	Обозначение шкалы	Вид наконечника	Нагрузка, кгс	Допустимые границы измерения твердости
60 - 240	В	Стальной шарик	100	25 - 100
240 - 495	С	Конус из твердого сплава	150	20 - 67
240 - 900	С	Алмазный конус	150	20 - 67
390 - 900	А	Алмазный конус	60	70 - 90

Твердость, измеренную по шкале С_э, воспроизводимой этим эталоном, обозначают НRС_э в отличие от обозначения НRС, ранее применявшегося в промышленности СССР. Для перевода чисел твердости НRС в числа твердости НRС_э существует специальная таблица.

По сравнению с методом Бринелля метод Роквелла является более универсальным, так как позволяет испытывать металлы и сплавы любой твердости, включая твердые сплавы. По методу Роквелла можно также определять твердости сравнительно тонких образцов (толщиной до 0,4 мм). Наличие индикаторного прибора позволяет определить число твердости непосредственно отсчетом по шкале и тем самым делает этот метод более производительным, однако точность определения числа твердости ниже, поэтому надо проводить несколько замеров и определять среднюю величину [15].

Для сравнения твердости металлов, испытанных различными методами, в табл. 2.4 приведены приближенные соотношения между числами твердости.

Общий вид прибора ТК-2М для определения твердости по Роквеллу приведен на рис. 2.5.

Таблица 2.4 ? Соотношение между числами твердости

Твердость по Бринеллю НВ (D=10 мм, Р=3000 кгс)	Твердость по Роквеллу	Твердость по Виккерсу НV (Р=5-100 кгс)
	НRС (конус, Р=150 кгс)	НRА (конус, Р=60 кгс)	НRВ (шарик, Р=100 кгс)
780	72	89	-	1220
745	70	87	-	1116
712	68	86	-	1022
682	66	85	-	941
653	64	84	-	868
627	62	83	-	804
601	60	82	-	746
578	58	81	-	694
555	56	79	-	649
534	54	78	-	606
514	52	77	-	587
495	50	76	-	551
477	49	76	-	534
461	48	75	-	502
444	46	74	-	473
429	45	73	-	460
415	44	72	-	435
409	43	72	-	423
401	42	71	-	412
388	41	71	-	401
375	40	70	-	390
363	39	70	-	380
352	38	69	-	361
341	37	68	-	344
331	36	68	-	335
321	35	67	-	320
311	34	67	-	312
302	33	67	-	305
293	31	66	-	291
286	30	66	-	285
277	29	65	-	278
269	28	65	-	272
262	27	64	-	261
255	26	64	-	255
248	25	63	-	250
241	24	63	100	240
235	23	62	99	235
228	22	62	98	226
223	21	61	97	221
217	20	61	97	217
212	19	60	96	213
207	18	60	95	209
202	16	59	93	201
196	15	58	94	197
192	-	58	93	190
187	-	57	92	186
183	-	56	91	183
179	-	56	89	177
174	-	55	87	174
170	-	-	86	171
166	-	-	85	165
163	-	-	84	162
159	-	-	83	159
156	-	-	82	154
153	-	-	81	152
149	-	-	80	149
146	-	-	79	146
143	-	-	78	143
140	-	-	77	-
137	-	-	76	-
134	-	-	74	-
131	-	-	72	-
128	-	-	71	-
125	-	-	70	-

Нагрузка на наконечник 1 создается с помощью грузов 6, подвешенных к системе рычагов. Весь процесс испытания осуществляется приводом, работающим от электродвигателя, с помощью которого прикладывают и снимают нагрузку на наконечник.

Индикаторный прибор 9 служит для отсчета числа твердости. На его циферблате (рис. 2.6) нанесены две шкалы: красная В и черная С, имеющие по 100 делений каждая.

Шкала В смещена относительно шкалы С на 30 делений в направлении, противоположном движению стрелки индикатора при внедрении наконечника.

Рисунок 2.5 ? Общий вид твердомера ТК-2М

Рисунок 2.6 ? Индикаторный прибор твердомера ТК-2М

2.6.2 Порядок выполнения измерения

1. Проверить соответствие образцов требованиям.

2. По табл. 2.4 выбрать шкалу, нагрузку и вид наконечника.

3. Включить прибор тумблером 8 (см. рис. 2.5), при этом должна загореться сигнальная лампочка 7.

4. Проверить соответствие груза выбранному наконечнику и шкале, по которой предполагается проводить измерение.

5. Установить испытуемый образец на столик 2 прибора.

6. Вращением рукояток маховика 3 плавно подвести испытуемый образец до соприкосновения с наконечником, а затем дальнейшим вращением произвести предварительное нагружение. При этом малая стрелка должна совпасть с красной точкой на циферблате, а большая - принять вертикальное положение. Если малая стрелка индикатора перейдет за красную точку, необходимо повторить испытание. Вращением барабана 4 совместить нуль черной шкалы с большой стрелкой индикатора (при любом наконечнике).

7. Плавным нажатием руки на клавишу 5 включить привод механизма нагружения.

8. После окончания цикла нагружения отсчитать твердость по выбранной шкале индикатора.

9. Опустить предметный столик вращением маховика 3 против часовой стрелки и снять образец.

3. Результаты эксперимента и их обсуждение

3.1 Структура легированных сталей в нормализованном состоянии

Легированные стали в зависимости от структуры, получаемой после нагрева до 900° С и охлаждения на воздухе (т.е. после нормализации), подразделяются на пять классов:

- перлитный;

- мартенситный;

- аустенитный;

- ферритный;

- карбидный,

По мере увеличения содержания легирующих элементов устойчивость аустенита в интервале температур перлитного превращения возрастает, а температурная область мартенситного превращения понижается. Это схематично отражено на диаграмме распада аустенита (рис.3.1)

Рисунок 3.1. ? Диаграмма изотермического распада аустенита для сталей трёх классов (схема)

В зависимости от содержания легирующих элементов и углерода при заданной скорости охлаждения (на воздухе) можно получить разную структуру.

Стали перлитного класса характеризуются небольшим содержанием легирующих элементов (менее 5...7 %). Для них, как и для углеродистых сталей, кривая скорости охлаждения при нормализации будет пересекать С-кривые перлитного распада. Следовательно, будут получаться структуры перлитного типа: перлит, сорбит, тростит.

Стали мартенситного класса содержат большее количество легирующих элементов (обычно 7... 15 %). В присутствии никеля, даже при общем количестве легирующих элементов около 5 %, сталь может относиться к мартенситному классу. Содержание углерода в сталях мартенситного класса обычно не превышает 0,55 %, Область перлитного распада в этих сталях сдвинута вправо, поэтому охлаждение на воздухе приводит к переохлаждению аустенита до температур мартенситного превращения, где и происходит образование мартенсита [16].

Стали аустенитного класса содержат более 15 % легирующих элементов, в том числе не менее 8 % никеля или около 13 % марганца. В большинстве этих сталей содержание углерода не превышает 0,2 %. Легирующие элементы (особенно никель), растворяясь в аустените, очень сильно повышают его устойчивость. При этом не только сдвигается вправо область перлитного распада, но и точка начала мартенситного превращения снижается в область отрицательных температур. В результате сталь, охлажденная на воздухе до комнатной температуры, сохраняет аустенитную структуру.

Стали ферритного класса содержат от 17 до 30 % хрома или не менее 2,5 % кремния. Это малоуглеродистые стали, в которых процент углерода не превышает 0,2. Растворяясь в феррите, хром очень сильно повышает его устойчивость. Такие стали практически не имеют фазовых превращений при нагреве вплоть до плавления, то есть сохраняют ферритную структуру во всех интервалах температур.

К сталям карбидного (ледебуритного) класса относятся высокоуглеродастые (более 0,7 % С), легированные большим количеством карбидообразующих элементов, преимущественно вольфрамом, ванадием, молибденом, хромом. Легирующие элементы образуют с углеродом большое количество специальных карбидов. Уже в процессе кристаллизации стали образуются карбиды, входящие в состав эвтектики, напоминающей ледебурит. При охлаждении в сталях карбидного класса, подобно сталям мартенситного класса, основа структуры получается мартенситной.

Микроструктура сталей различных классов в нормализованном состоянии показана на рис.3.2.

а) перлит и феррит; б) мартенсит игольчатый; в) аустенит; г) феррит; д) бесструктурный мартенсит и карбиды.

Рисунок 3.2 ? Микроструктуры сталей различных классов в нормализованном состоянии, увеличение 100

Рассмотренная классификация легированных сталей условна и относится к случаю охлаждения на воздухе образцов небольших сечений. Меняя условия охлаждения можно в одной и той же стали получать различные структуры и свойства.

3.2 Свойства и применение легированных сталей

По назначению легированные стали разделяются на конструкционные, инструментальные и стали с особыми свойствами.

Стали перлитного класса с различным содержанием углерода нашли широкое применение как конструкционные материалы для изготовления различных конструкций и деталей машин. Для изготовления конструкций применяют преимущественно низколегированные стали с невысоким содержанием углерода, что обеспечивает им хорошую свариваемость.

Стали предназначенные для изготовления деталей машин и приборов, разделяют в зависимости от применяемой к ним термообработки на цементуемые (содержат не более 0,25 %С) и улучшаемые (0,25... 0,5 %С). Детали из цементуемых сталей подвергают цементации, закалке и низкому отпуску. В результате получается твёрдая, износостойкая поверхность (НRС 56... 62), со структурой высокоуглеродистого мартенсита и более мягкая, вязкая сердцевина (НRС 15...45) со структурой малоуглеродистого мартенсита [17].

Детали из улучшаемых сталей подвергают закалке в масле и высокому отпуску. Такая термообработка называется улучшением. Закалка даёт мартенситную структуру. Мартенсит при высоком отпуске распадается на сорбит, сочетающий достаточную прочность с повышенной вязкостью. Такие детали хорошо работают в условиях динамических нагрузок.

Стали, легированные кремнием, марганцем и некоторыми другими элементами и содержащие 0,5...0,65 % С, используются для изготовления пружин и рессор. Они подвергаются закалке и среднему отпуску на тростит, который обеспечивает хорошую упругость и прочность.

К перлитному классу принадлежат и шарикоподшипниковые стали. Это высокоуглеродистые стали, легированные небольшим количеством хрома (не более 1,5 %). Закалка и низкий отпуск обеспечивают им мартенситную структуру, прочность и износостойкость.

Кроме деталей машин из легированных сталей перлитного класса с высоким содержанием углерода (более 0,8 %) изготавливают режущий и мерительный инструмент. Такой инструмент подвергается неполной закалке и низкому отпуску. Приобретая высокую твёрдость и износостойкость, инструмент, однако, не обладает достаточной теплостойкостью. Некоторые марки перлитных сталей используют для изготовления инструмента для горячего деформирования. Пониженное по сравнению с другими инструментальными сталями содержание углерода (от 0,3 до 0,7 %) позволяет получить достаточную вязкость, т.к. такой инструмент часто работает с ударными нагрузками.

Легирующие элементы в сталях перлитного класса не оказывают существенного влияния на структуру. В основном они способствуют увеличению прокаливаемости и тем самым дают возможность получить высокие механические свойства в деталях больших сечений.

Среди сталей мартенситного класса широкое применение находят стали, содержащие около 13 % хрома и до 0,4 % углерода. При содержании хрома более 12,5 % сталь становится коррозионностойкой. Стали этой группы хорошо сопротивляются атмосферной коррозии и коррозии в среде водяного пара, т.е. являются нержавеющими из них изготавливают различные детали машин, требующие повышенной прочности и коррозионной стойкости, а также некоторые виды инструмента. Упрочнение достигается закалкой в масле или на воздухе на структуру мартенсита. Отпуск в зависимости от назначения может быть высоким (для деталей машин) или низким (для инструмента).

Набольшее применение среди сталей аустенитного класса находят хромоникелевые стали, содержащие около 18 % хрома и 8…10 % никеля (углерода не более 0,2 %). Эти стали имеют более высокую коррозионную стойкость, чем хромистые стали мартенситного класса. В нормализованном состоянии эти стали имеют структуру, состоящую из аустенита и небольшого количества карбидов типа (FeCr)₂₃C₆. При нагреве под закалку (так называемая аустенизацня) карбиды растворяются в аустените, и при резком охлаждении в воде фиксируется однофазная аустенитная структура. Однофазные структуры характеризуются более высокой коррозионной стойкостью, т.к. в этом случае уменьшается вероятность образования микрогальванических пар, вызывающих электрохимическую коррозию. Закалка аустенитных сталей не является упрочняющей операцией.

Аустенитные стали используются как кислотостойкие для изготовления химической аппаратуры, а также для деталей машин и криогенного оборудования, работающего при температурах до -253 С. Стали этого класса могут использоваться и как жаростойкие, жаропрочные материалы.

Наиболее известными сталями ферритного класса являются высокохромистые стали, содержащие 17...30 % хрома и не более 0,2 % углерода. Они хорошо сопротивляются как электрохимической так и газовой коррозии при высоких температурах, т.е. являются кислотостойкими и жаростойкими (окалиностойкими). Недостатком этих сталей является низкая прочность и возникающая при перегреве (например, при сварке) крутшозернистость, которая не устраняется термической обработкой, Крупнозернистость придаёт сталям повышенную хрупкость. Используются эти стали преимущественно в отожженном состоянии.

Рассмотренные стали мартенситного, аустенитного и ферритного класса относятся с особыми свойствами.

Стали карбидного класса по назначению являются инструментальными. Они отличаются повышенной изноетойкостью и теплостойкость (красностойкостью). Благодаря этому их используют для изготовления режущего инструмента, работающего при высоких скоростях резания. Наилучшие режущие свойства стали приобретают после сложной термической обработки. Отожженные заготовки имеют структуру сорбитообразного перлита и карбидов. После механической обработки заготовок и придания инструменту необходимой формы он подвергается закалке и трёхкратному отпуску.

С целью выравнивания температуры по всему сечению инструмента и в избежании его деформации производится подогрев до температуры около 800° С, а затем окончательный нагрев в расплавах солей до температур 1260... 1290° С (для стали Р18). Высокие температуры закалки необходимы для более полного растворения карбидов и получения при нагреве высоколегированного аустенита. Это обеспечивает получение после закалки в масле (или на воздухе) высоколегированного мартенсита, обладающего высокой устойчивостью против отпуска, т.е. теплостойкостью. Часть карбидов, не растворившихся при нагреве, препятствуют росту зерна аустенита [18].

В процессе охлаждения часть аустенита превращается в мартенсит. Кроме того в структуре сохраняются не растворенные карбиды и некоторое количество остаточного аустенита, т.к. точка Мк лежит ниже нуля градусов и мартенситное превращение не заканчивается. Остаточный аустенит понижает твёрдость и режущие свойства, поэтому его присутствие в структуре недопустимо.

После закалки следует отпуск при температуре около 560° С, при котором происходит превращение остаточного аустенита в мартенсит с выделением дополнительного количества дисперсных карбидов. Это сопровождается увеличением твёрдости. Чтобы весь остаточный аустенит превратился в мартенсит, отпуск проводят 3 раза подряд с выдержкой по одному часу. Для инструмента простой формы можно делать после закалки обработку холодом и однократный отпуск при 560° С.

Твёрдость стали после закалки составляет HRC 62...63, а после трёхкратного отпуска HRC 64...65. Высокая твёрдость сохраняется при последующих нагревах в процессе работы до температур до 600° С, что обеспечивает теплостойкость инструмента.

3.3 Влияние основных легирующих элементов на свойства стали

Легированной называется сталь, в которой, кроме обычных примесей, содержатся специально вводимые в определенных сочетаниях легирующие элементы (Cr, Ni, Mo, Wo, V, А1, В, Ti и др.), а также Мn и Si в количествах, превышающих их обычное содержание как технологических примесей (1 % и выше). Как правило, лучшие свойства обеспечивает комплексное легирование.

Легирование сталей и сплавов используют для улучшения их технологических свойств. Легированием можно повысить предел текучести, ударную вязкость, относительное сужение и прокаливаемость, а также существенно снизить скорость закалки, порог хладноломкости, деформируемость изделий и возможность образования трещин. В изделиях крупных сечений (диаметром свыше 15...20 мм) механические свойства легированных сталей значительно выше, чем механические свойства углеродистых сталей.

Влияние примесей

Постоянные (технологические) примеси являются обязательными компонентами сталей и сплавов, что объясняется трудностью их удаления как при выплавке (Р,S). Так и в процессе раскисления (Si, Mn) или из шихты - легированного металлического лома (Ni, Cr и др.).

К постоянным примесям относят углерод, марганец, кремний, серу, фосфор, а также кислород, водород и азот.

Углерод

При увеличении содержания углерода до 1,2 % возрастают прочность, твердость, порог хладноломкости (0,1 % С повышает температуру порога хладноломкости на 20° С), предел текучести, величина электрического сопротивления и коэрцитивная сила. При этом снижаются плотность, теплопроводность, вязкость, пластичность, величины относительных удлинения и сужения, а также величина остаточной индукции.

Существенную роль играет то, что изменение физических свойств приводит к ухудшению целого ряда технологических характеристик - таких, как деформируемость при штамповке, свариваемость и др. Так, хорошей свариваемостью отличаются низкоуглеродистые стали. Сварка средне и особенно высокоуглеродистых сталей требует применения подогрева, замедляющего охлаждение, и других технологических операций, предупреждающих образование трещин.

Марганец

Марганец вводят в стали как технологическую добавку для повышения степени их раскисления и устранения вредного влияния серы. Марганец считается технологической примесью, если его содержание, не превышает 0,8 %. Марганец как технологическая примесь существенного влияния на свойства стали не оказывает.

Кремний

Кремний также вводят в сталь для раскисления. Содержание кремния как технологической примеси обычно не превышает 0,37 %. Кремний как технологическая примесь влияния на свойства стали не оказывает. В сталях, предназначенных для сварных конструкций, содержание кремния не должно превышать 0,12-0,25 %.

Сера

Пределы содержания серы как технологической примеси составляют 0,035-0,06 %. Повышение содержания серы существенно снижает механические и физико-химические свойства сталей, в частности, пластичность, ударную вязкость, сопротивление истиранию и коррозионную стойкость. При горячем деформировании сталей и сплавов большое содержание серы ведет к красноломкости. Кроме того, повышенное содержание серы снижает свариваемость готовых изделий.

Фосфор

Пределы содержания фосфора как технологической примеси составляют 0,025-0,045 %. Фосфор, как и сера, относится наиболее вредным примесям в сталях и сплавах. Увеличение его содержания, даже на доли процента, повышая прочность, одновременно повышает текучесть, хрупкость и порог хладноломкости и снижает пластичность и вязкость. Вредное влияние фосфора особенно сильно сказывается при повышенном содержании углерода.

Кислород и азот

Кислород и азот растворяются в ничтожно малом количестве и загрязняют сталь неметаллическими включениями (оксидами, нитридами, газовой фазой). Они оказывают отрицательное воздействие на свойства, вызывая повышение хрупкости и порога хладноломкости, а также снижают вязкость и выносливость. При содержании кислорода более 0,03 % происходит старение стали, а более 0,1 % - красноломкости. Азот увеличивает прочность и твердость стали, но снижает пластичность. Повышенное количество азота вызывает деформационное старение. Старение медленно развивается при комнатной температуре и ускоряется при нагреве до 250° С.

Водород

Увеличение его содержания в сталях и сплавах приводит к увеличению хрупкости. Кроме того, в изделиях проката могут возникнуть флокены, которые развивает водород, выделяющийся в поры. Флокены инициируют процесс разрушения. Металл, имеющий флокены, нельзя использовать в промышленности.

Влияние легирующих элементов

Легирование сталей и сплавов используют для улучшения их технологических свойств. Легированием можно повысить предел текучести, ударную вязкость, относительное сужение и прокаливаемость, а также существенно снизить скорость закалки, порог хладноломкости, деформируемость изделий и возможность образования трещин. В изделиях крупных сечений (диаметром свыше 15-20 мм) механические свойства легированных сталей значительно выше, чем механические свойства углеродистых.

Все легирующие элементы, за исключением никеля, при содержании их в растворе выше определенного предела снижают ударную вязкость, трещиностойкость и повышают порог хладноломкости.

Классификация

По применимости для легирования можно выделить три группы элементов. Применимость для легирования различных элементов определяется не столько физическими, сколько, в основном, экономическими соображениями.

- Mn,Si,Cr,B;

- Ni,Mo;

- V, Ti, Nb, W, Zr и др.

Легирующие элементы по механизму их воздействия на свойства сталей и сплавов можно разделить на три группы:

- влияние на полиморфные (альфа-Fe -> гамма-Fe) превращения;

- образование с углеродом карбидов (Сг,Fе)₇С₃; (Сr,Ре)₂₃С₆; Мо₂С и др.;

- образование интерметаллидов (интерметаллических соединений) с железом - Fе₇Мо₆; Fe₃Nb и др.

По характеру влияния на полиморфные превращения легирующие элементы можно разделить на две группы:

- элементы (Cr, W, Mo, V, Si, Al и др.), достаточное содержание которых обеспечивает существование в сталях при всех температурах легированного феррита (ферритные ставы);

- элементы (Ni, Mn и др.), стабилизирующие при достаточной концентрации легированный аустенит при всех температурах (аустенитные сплавы). Сплавы, только частично претерпевающие превращение гамма->альфа, называются, соответственно, полуаустенитными или полуферритными.

Легирование феррита сопровождается его упрочнением. Наиболее значительно влияют на его прочность марганец и хром. Причем чем мельче зерно феррита, тем выше его прочность.

Многие легирующие элементы способствуют измельчению зерен феррита и перлита в стали, что значительно увеличивает вязкость стали. Однако все легирующие элементы, за исключением никеля, при содержании их в растворе выше определенного предела снижают ударную вязкость, трещиностойкость и повышают порог хладноломкости. Никель понижает порог хладноломкости.

Легированный аустенит парамагнитен, обладает большим коэффициентом теплового расширения. Легирующие элементы, в том числе азот и углерод, растворимость которого в аустените при нормальной температуре достигает 1 %, повышают его прочность при нормальной и высокой температурах, уменьшают предел текучести.

Легированный аустенит является основной составляющей многих коррозионностойких, жаропрочных и немагнитных сплавов. Он легко наклепывается, то есть быстро и сильно упрочняется под действием холодной деформации.

Легирующие элементы (исключение кобальт), повышая устойчивость аустенита, снижают критическую скорость закалки и увеличивают прокаливаемость. Для многих аустенитных сплавов критическая скорость закалки снижается до 20° С/с и ниже, что имеет большое практическое значение [19].

Карбидообразующие элементы: Fe - Mn - Cr - Mo - W - Nb - V - Zr - Ti (за исключением марганца) препятствуют росту зерна аустенита при нагреве. Сталь, легированная этими элементами, при одинаковой температуре сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц, и соответственно большую прочность.

Интерметаллиды образуются при высоком содержании легирующих элементов между этими элементами или с железом. Примером таких соединений могут служить Fe₇Mo₆, Fe₃Nb₂ и др. Интерметаллиды, как правило, отличают повышенные твердость и хрупкость.

В следующей таблице показано влияние наиболее применяемых легирующих элементов на свойства стали.

Таблица 3.1 ? Влияние легирующих элементов на свойства стали

Легирующий элемент	Ni	Cr	Mn (> 1%)	Si (> 0,8%)	W	Сu (0,3 -0,5%)
Входит в твердый раствор с Fe и упрочняет его	+	+	+	+	-	+
Увеличивает ударную вязкость	+	-	+	+	-	-
Расширяет область аустенита	+	-	+	-	-	-
Сужает область аустенита	-	+	-	+	-	-
Увеличивает прокаливаемость	+	-	+	-	-	-
Способствует раскислению	-	-	+	+	-	-
Образует устойчивые карбиды	-	+	+	-	+	-
Повышает сопротивление коррозии	+	+	+	-	-	+

Таблица 3.2 ? Влияние отдельных компонентов на свойства стали (для малоуглеродистой и низколегированной стали)

Элемент	Механические свойства	Технологические свойства
	у0	ут	д	HB	KCU	у-1	СВ	КорС	ХЛ	КС
Углерод	++	+	=	++	-	-	-	0	0	0
Марганец	+	+	-	+	-	+	0	+	0	0
Кремний	+	+	-	+	=	0	-	-	0	0
Никель	+	+	0	+	+	0	+	++	0	0
Хром	+	+	-	++	0	0	-	++	0	0
Медь	0	0	0	0	0	0	0	++	0	0
Ниобий	++	++	-	+	0	+	+	0	0	0
Ванадий	+	+	-	+	0	++	+	+	0	0
Нитрид ванадия	++	++	-	+	0	+	0	0	0	0
Молибден	+	+	-	+	0	++	+	+	0	0
Бор	++	++	-	+	-	+	+	0	0	0
Титан	+	+	0	+	-	0	+	0	0	0
Алюминий	0	0	0	0	-	0	0	0	0	0
Сера	-	-	0	-	-	-	=	0	0	++
Фосфор	+	+	=	+	=	0	=	-	=	0
Мышьяк	-	-	-	0	-	-	-	0	0	0
Азот	++	++	=	++	=	-	-	0	0	0
Кислород	=	=	=	+	=	=	=	-	-	+

Примечания

1 у0-предел прочности

2 ут- предел текучести

3 д- относительное удлинение

4 HB - твёрдость

5 KCU - ударная вязкость

6 у-1 - усталостная прочность

7 СВ - свариваемость

8 КоррС - коррозионная стойкость

9 ХЛ - хладноломкость

10 КС - красностойкость

Знаки обозначают: (+) - повышает; (++) - значительно повышает; (-) - снижает; (=) - значительно снижает; (0) - не оказывает заметного влияния.

3.4 Влияние легирующих элементов на рост зерна стали

Легирующие элементы оказывают существенное влияние и на рост зерна аустенита при нагревании. Все элементы, за исключением Мn, уменьшают склонность аустенита к росту зерна при нагревании, но их количественное влияние различно и зависит также от междуфазового распределения в стали.

Элементы, растворенные в феррите, оказывают относительно слабое влияние «а рост зерна аустенита. Элементы, содержащиеся в карбидах, если образованные карбиды дисперсны и обладают значительной устойчивостью при нагревании, вызывают резкое понижение чувствительности стали к росту зерна аустенита.

Фактически зерно аустенита начинает заметно расти лишь после того, как основная масса труднорастворимых дисперсных карбидов будет "переведена в твердый раствор (аустенит). Между тем карбиды многих элементов и, в частности, Ti, Nb, Zr, V полностью не переходят в твердый раствор даже в случае нагрева стали на сотни градусов выше равновесных критических точек.

Все это приводит к тому, что в присутствии указанных элементов, как это показано И.С. Гаевым и К.А. Малышевым, создается значительная устойчивость зерна аустенита при нагревании. Располагая карбидообразующие элементы в ряд по возрастающей степени устойчивости их карбидов против растворения в аустените (Сг, Mo, W, Nb, V, Zr, Ti) можно качественно судить об относительной эффективности тормозящего действия этих элементов на рост зерна аустенита при нагревании.

Al, V, Zr и Ti обладают особенностью оказывать огромное задерживающее влияние на рост зерна аустенита и в тех случаях, когда они присутствуют ъ стали в виде дисперсных окислов. Ценное свойство этих элементов широко используется в практике.

Незадолго до выпуска стали из печи или в момент ее выпуска, в ковш и по желобу добавляются указанные элементы в количествах порядка десятых и даже сотых процента. Вступая во взаимодействие с присутствующим в жидкой стали кислородом, эти элементы производят энергичное дополнительное раскисление стали, в результате чего в массе металла и появляются дисперсные окислы этих элементов.

Знаменательно, однако, что Al, V, Zr и Ti, введенные в сталь в количествах, измеряемых даже сотыми долями процента, оказывают тормозящее влияние на рост зерна аустенита, во много раз превосходящее эффективность действия многих других элементов, даже в тех случаях, когда последние присутствуют в стали в количествах порядка нескольких процентов [20].

Причину задерживающего влияния сильных карбидообразующих элементов, а также небольших добавок элементов-раскислителей большинство авторов видит в том, что эти элементы, образуя в стали труднорастворимые карбиды и дисперсные оксиды, тем самым создают нечто в роде барьеров из мельчайших частиц, которые чисто механически препятствуют объединению соседних зерен в одно зерно.

Однако такой взгляд не является общепризнанным. Здесь нужны еще дополнительные исследования. Обобщая вышеизложенное, можно характеризовать интенсивность влияния отдельных элементов на рост зерна аустенита следующими данными. Элементы, уменьшающие склонность к росту зерна; энергично - Ti, V, Zr, Al; умеренно - Mo, W, Сг, слабо - Si, Ni, Co, Си; элементы, повышающие склонность к росту зерна; Мп, а также Р и С.

3.5 Выводы

- Все легирующие элементы, за исключением никеля, при содержании их в растворе выше определенного предела снижают ударную вязкость, трещиностойкость и повышают порог хладноломкости.

- Медь практически не влияет на основные механические и технологические свойства, за исключением коррозионной стойкости (значительно повышает).

- Замечено, что алюминий практически не влияет на основные технологические и механические свойства, за исключением ударной вязкости (снижает).

Заключение

В работе было проанализировано влияние основных легирующих элементов, таких например как Cr, Ni, Mo, Wo, V, А1, В, Ti, Мn и Si, на свойства малоуглеродистых и низколегированных сталей. А так же были сделаны следующие выводы:

- Все легирующие элементы, за исключением никеля, при содержании их в растворе выше определенного предела снижают ударную вязкость, трещиностойкость и повышают порог хладноломкости.

- Медь практически не влияет на основные механические и технологические свойства, за исключением коррозионной стойкости (значительно повышает).

- Замечено, что алюминий практически не влияет на основные технологические и механические свойства, за исключением ударной вязкости (снижает).

В экономической части работы рассчитаны технико-экономические показатели НИР и определен экономический эффект данной НИР.

Задание на выпускную квалификационную работу выполнено в полном объёме.

Список литературы

1 Материаловедение: Учебник для вузов / Б.Н. Арзамасов, В.И. Макарова, Г.Г. Мухин и др.; Под общ. ред. Б.Н. Арзамасова, Г.Г. Мухина.- 5-е изд., стереотип. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2003. - 648 с.: ил.

2 Перкас М. Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. Изд-во «Металлургия», 1970, 224 с.

3 Потак Я.М. Высокопрочные стали. Серия «Успехи современного металловедения». М., «Металлургия». 1972, с. 208.

4 Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1983. 352 с.

5 Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. Изд-во «Металлургия», 1968, т.1, 2.

6 Берсенев Г.А., Вылежнев В.П., Саррак В.И. МиТОМ, 1968, № 6, с.22

7 Гуляев А.П., Карчевская Н.И. МиТОМ , 1964, № 11.

8 Ревякина О.К. и др. «Термическая обработка крупногабаритных штамповок и прутков из стали 01Н18К9М5Т». МиТОМ, 1971, № 4.

9 МиТОМ, 1968, № 6, с. 6.

10 Кардонский В.М., Перкас М.Д. Сб. «Проблемы металловедения и физики металлов». М., 1968, №9.

11 Гуляев А.П., Карчевская Н.И. «ФММ» 1967, т. 23, вып. 1.

12 Беляков Л.Н., Рыжак С.С. МиТОМ,1968. №6.

13 Florren S. «TASM» 1964, v. 57, №3.

14 Potenski A. «Metal Progress», 1962, v. 82, № 4.

15 Decker F., Eash J., Goldman A. - «American Society for metals», 1962, v. 55, № 1.

16 Jones F., Pumphrey W. «Journal of Iron and Steel Institute», 1949, v. 163.

17 Методы определения твёрдости металлических материалов: Учебно - справочное пособие./ А.Г. Колмаков, Ю.И. Головин, В.Ф.Терентьев, М.Б. Бакиров; Воронеж: Изд-во ВГТУ, 2000. 80 с.

18 Новиков И.И. Теория термической обработки металлов / И.И. Новиков - М.: Металлургия, 1978. - 400 с.

19 Металловедение и термическая обработка стали: справ. изд. - 3-е изд., перераб. и доп. В 3-х т. Т. 1. Методы испытаний и исследования / Под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М.: Металлургия, 1983. 352 с.

20 Способы металлографического травления: Справ. изд.: Пер. с нем. Беккерт М., Клемм Х. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1988. 400 с. с ил.

21 Методические указания к выполнению организационно-экономической части дипломных работ научно-исследовательского направления для студентов специальности 150702 очной формы обучения / ГОУВПО «Воронежский государственный технический университет»; сост. Г.Ф. Салова, Ю.В. Пахомова. Воронеж, 2006. 32 с.

22 Инновационный менеджмент. Справочное пособие / Под ред. П.Н. Завлина, А.К. Казанцева, Э. Миндели - М.: Изд-во «Центр исследования и статистики науки», 2-е изд.-1998, 580 с.

23 Юдин Е.Я. Охрана труда в машиностроении: Учебник для машиностроительных вузов / Е.Я. Юдин, С.В. Белов, С.К. Баланцев. - М.: Машиностроение, 1983. - 432 с.

24 СанПин 2.2.4.548 - 96. Гигиенические требования к микроклимату производственных помещений. - М.: Госстандарт России: изд-во стандартов, 1996.-23 с.

25 ГОСТ 12.1.005-88. Общие санитарно-гигиенические требования к воздуху рабочей зоны - М.: Госстандарт России: изд-во стандартов, 1988. - 23 с.

26 СНиП 23- 05- 95.

27 ГОСТ 12.1.003-83. Шум. Общие требования безопасности. М.: изд-во стандартов. 1986. 9 с.

28 Белов С. В. Безопасность жизнедеятельности: Учебник для вузов / С.В. Белов. - М.: Высшая школа, 199. - 448 с.

29 СНиП 2 - 01- 02 -85.

Размещено на Allbest.ru