щегос в стали атомарного (диффузионноподвижного ) водорода, критическими дисперсными выделени ми карбидов, карбонитридов (интерметаллидов) из пересыщенного сс-твердого раствора, которые вл ютс ловушками дл водорода. С целью предупреждени водородной хрупкости стали, содержащей атомарный водород, сокращени цикла термической обработки, осуществл емой дл дегазации водорода, нри одновременном обеспечении необходимого благопри тного сочетани ирочностных и пластических свойств, старение после закалки ведут при температурах на 10 - 60°С выше температуры максимального эффекта вторичного твердени и выдерл ках, в 2 - 20 раз превышающих после прогрева врем достижени максимального значени твердости нри этих температурах, а перед закалкой производ т гомогенизацию при температурах на 100 - 300°С выше температуры конца обратного нревращени с выдерл кой 1 - 10 час. Положительный эффект предупреждени водородной хрупкости достигаетс только при определенном структурном состо нии стали за счет определенного оптимального соотношени временных и температурных параметров нагрева в закаленном на пересыщенный гатвердый раствор состо нии, что обеспечивает получепие необходимого количества мелкодисперсных вторичных фаз, когерентно не св занных с матрицей, а также необходимую суммарную нрот женность и иеобходимое энергетическое состо ние мел4фазовых границ раздела , локализующих и удерл :нвающих атомарный водород от диффузии. Наиболее благопри тное сочетание прочностных и пластических характеристик стали при полном отсутствии водородной хрупкости достигаетс дл стали ВНС-о при температуре .локализующего нагрева 520°С с выдержкой после нагрева 30 - 60 мин. Уменьшение времени выдержки при 520°С или применение более низкой температуры, например, 500°С, не обеспечивают необходимой степени срыва когерентности выдел ющихс вторичных фаз, а следовательно, вышеуказанных требований по структурно-энергетическому состо нию, необходимых дл локализации и закреплени атомарного водорода . В то же врем увеличение времени выдержки при 520°С, например, более трех часов или повышение температуры, например, до 560°С с выдержкой после прогрева 30-60 мин приводит к уменьшению эффекта локализации и закреплени водорода некогерентными частицами вторичных фаз и, как следствие, к снижению ij, Полол ительный эффект нредунреждени водородной хрупкости может также лимитироватьс протекающим во времени процессом обратного а- v-иревращени , иривод щим в момент локализации и закреплени водорода к получению дополнительного количестваоста4- точного аустенита, обогащенного диффузионпоподвижным водородом. В стал х, содержащих перед закалкой остаточный аустенит, в процессе вылёживани при комнатной температуре и еще в большей степени при операци х, св занных с пребыванием стали нри новышенных температурах нагрева (при низкотемпературном отжиге и пр.) происходит процесс перераспределени концентрации атомарного водорода с обогащением им аустенитной составл ющей в св зи с повыН1енной растворимостью атомарного водорода Б v-penieTKe аустенита по сравнению с а-решсткой мартенсита. В процессе нагружени под действием напр жений , превосход щих предел текучести аустенита, ироисходит локальное превращение его в мартеисит, который оказываетс значительно пересыщенным водородом, что вл етс нричииой возникновени в этих участках очагов разрушени - флокенов раст жени , которые, интенсивно развива сь в силу поступлени к ним незакренленного атомарного водорода из указанных нрилежащих участков с повышенной его концентрацией, привод т к ускорению нроцесса разрушени наводороженной стали. Дл обеспечени соответствующего высокого эффекта предунреладеии водородной хрупкости дл сталей, содержащих перед закалкой остаточный аустенит, по предлагаемому способу необходимо осуществл ть выравнивание концентрациоиной неоднородности атомарного водорода но структурным составл ющим ( в аустените и мартенсите). Дл этого сталь перед закалкой на пересыщенный гомогенный а-твердый раствор с остаточным аустенитом подвергают гомогенизирующему нагреву в аустенитном состо нии при температурах на 100 -300°С выше температуры окончани обратного () превращени с выдержкой от 1 до 10 час в зависимости от температуры гомогенизируюшего нагрева . Дл стали ВНС-5 температура окончани обратного превращени Ак () 780 - 800°С. Во избел ание длительных выдержек, привод щих к росту зерна, более высока темиература гомогенизации рекомендуетс дл изделий малых толщин. В цел х упрощени нроцесса гомогенизации и иредунреждени вредного вли ни вылелсивани деталей после гомогенизации до момента подачи ее на окончательную закалку, при котором возможно повторное частичное пере распределение атомарного водорода между структурными составл ющими - аустенитом и мартенситом, гомогенизирующую обработку целесообразно совмещать с нроцессом нагрева под закалку. В ироцессе закалки на пересыщенный гатвердый раствор с остаточным аустенитом в случае применени умеренных скоростей охлаждени в массивных детал х, имеюидих опfound in steel of atomic (diffusion-mobile) hydrogen, critical dispersed precipitates of carbides, carbonitrides (intermetallic compounds) from supersaturated ss-solid solution, which are traps for hydrogen. In order to prevent hydrogen embrittlement of steel containing atomic hydrogen, shorten the heat treatment cycle carried out for hydrogen degassing, while simultaneously providing the necessary favorable combination of strength and plastic properties, aging after quenching is carried out at temperatures 10 - 60 ° C above the maximum effect temperature hardening and lining, 2 to 20 times longer after heating, the time to reach the maximum hardness value at these temperatures, and before quenching omogenizatsiyu at temperatures of 100 - 300 ° C above the temperature of the reversible nrevrascheni with vyderl Coy 1 - 10 hours. The positive effect of preventing hydrogen embrittlement is achieved only under a certain structural state of steel due to a certain optimum ratio of time and temperature parameters of heating in a state that is hardened to a supersaturated solid state, which ensures the required amount of fine secondary phases coherently unrelated to the matrix, as well as the required total density and the required energy state of the mel4 phase interfaces localizing and escaping: x atomic hydrogen from diffusion. The most favorable combination of strength and plastic properties of steel in the complete absence of hydrogen embrittlement is achieved for VNS-o steel at a temperature of localizing heating of 520 ° C with a holding time after heating of 30 to 60 minutes. A decrease in the exposure time at 520 ° C or the use of a lower temperature, for example, 500 ° C, does not provide the necessary degree of disruption of the coherence of the evolving secondary phases and, therefore, the above structural and energy state requirements for localizing and fixing atomic hydrogen. At the same time, an increase in holding time at 520 ° C, for example, more than three hours or an increase in temperature, for example, to 560 ° C with a holding time after heating for 30-60 minutes, reduces the effect of hydrogen localization and fixation by incoherent particles of secondary phases and as a consequence, to a decrease in ij, the Polol effect of preventing hydrogen embrittlement can also be limited by the time-consuming process of reverse a-v-reduction and irideration at the moment of localization and consolidation of hydrogen to produce an additional amount of 4 precise austenite enriched with diffusion-mobile hydrogen. In steels containing residual austenite before quenching, during aging at room temperature and even more so with operations associated with steel stay at increased heating temperatures (at low temperature annealing, etc.), the process of atomic hydrogen redistribution with enrichment occurs an austenitic component due to the increased solubility of atomic hydrogen B v-penieTKe of austenite compared to a-martensite a-lattice. In the process of loading under the action of stresses exceeding the yield strength of austenite, its local transformation occurs in marchis, which turns out to be significantly supersaturated with hydrogen, which is the occurrence in these areas of foci of destruction — floccus stretching, which, intensively developed due to the influx to them, uncladded atomic hydrogen from the above mentioned areas with increased concentration thereof, results in acceleration of the process of destruction of hydrogenated steel. In order to provide an appropriate high preunrelide effect of hydrogen embrittlement for steels containing residual austenite before quenching, according to the proposed method, it is necessary to level the concentration of heterogeneity of atomic hydrogen by structural components (in austenite and martensite). For this, the steel, before quenching on a supersaturated homogeneous α-solid solution with residual austenite, is subjected to homogenizing heating in the austenitic state at temperatures 100-300 ° C above the end temperature of the reverse () transformation with a holding time of 1 to 10 hours depending on the temperature of the homogenized heating . For VNS-5 steel, the temperature of the end of the reverse AK transformation is () 780 - 800 ° C. In order to avoid long exposures leading to grain growth, a higher homogenization temperature is recommended for products of small thickness. In order to simplify the process of homogenization and to prevent the harmful effect of removing parts after homogenization prior to submitting it to final quenching, at which it is possible to re-partially redistribute the atomic hydrogen between structural components — austenite and martensite, it is advisable to combine the homogenizing treatment with the curl. . In the process of quenching on a supersaturated hardness solution with residual austenite in the case of moderate cooling rates in massive parts, they have