авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ  БИБЛИОТЕКА

АВТОРЕФЕРАТЫ КАНДИДАТСКИХ, ДОКТОРСКИХ ДИССЕРТАЦИЙ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ

Pages:   || 2 |

Природа нестабильности уровня ударной вязкости и низкой технологической пластичности при производстве крупногабаритных полуфабрикатов из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей, совершенствов

-- [ Страница 1 ] --

На правах рукописи

МАХНЕВА Татьяна Михайловна

ПРИРОДА НЕСТАБИЛЬНОСТИ УРОВНЯ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ

И НИЗКОЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ

ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ

ИЗ КОРРОЗИОННО-СТОЙКИХ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ

СТАЛЕЙ, СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ИХ ОБРАБОТКИ

Специальность 05.16.09 - Материаловедение (промышленность)

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Ижевск-2012 2

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте прикладной механики Уральского отделения РАН

Научный консультант: доктор технических наук, старший научный сотрудник Дементьев Вячеслав Борисович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Тарасенко Людмила Васильевна доктор физико-математических наук, профессор Титоров Дмитрий Борисович доктор технических наук, профессор Симонов Юрий Николаевич

Ведущая организация: ОАО «Научно-исследовательский технологический институт «ПРОГРЕСС» (г. Ижевск)

Защита состоится «16» марта 2012 г. в 14.00 часов на заседании диссертационного совета Д 212.065.02 при ГОУ ВПО «Ижевский государственный технический университет» (ИжГТУ), 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 7.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИжГТУ Ваши отзывы на автореферат в 2х экз., заверенные печатью, прошу выслать по указанному адресу Автореферат разослан «1» февраля 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, профессор Осетров В.Г.

Введение Актуальность проблемы. В связи с возрастающими требованиями, предъявляемыми к авиационным материалам, повышением уровня рабочих напряжений особенно остро стоит вопрос о повышении конструктивной прочности изделий и характеристик надежности, включающих и склонность к хрупкому разрушению. В промышленности успешно используются созданные более 50 лет назад низкоуглеродистые мартенситно-стареющие (МС) стали на основе систем Fe-Ni и Fe-Ni-Co, которые завоевали широкую известность благодаря уникальному сочетанию механических свойств и технологичности. Большой вклад в их создание в нашей стране внесли М.Д. Перкас, В.М. Кардонский, Я.М. Потак, и др. Отличительной особенностью этих сталей является необычайно высокое сопротивление хрупкому разрушению - при прочности свыше 2000 МПа значения ударной вязкости составляют (1,0 1,2) МДж/м2, но их применение в агрессивных средах ограниченно неудовлетворительными показателями коррозионной стойкости.

Высокопрочные коррозионно-стойкие стали (КС) с уровнем прочности (1250 1350) МПа созданы на основе МС, в которых Со и Ni заменены на Cr и введены легирующие добавки. Эти стали, обладая всеми достоинствами МС сталей и коррозионной стойкостью, успешно применяются в тяжело нагруженных изделиях и являются весьма перспективным и экономичным материалом для широкой номенклатуры изделий в небольших сечениях.

Однако при переходе на крупный слиток использование их в изделиях сечением более 60 мм привело к увеличению нестабильности уровня ударной вязкости по ряду причин металлургического и технологического характера и требует нового подхода к решению этих проблем. Анализ имевших место разрушений после горячей деформации и нестабильность уровня ударной вязкости показали, что для понимания механизмов разрушения и управления свойствами этих сталей наряду с изучением тонкой структуры, кинетики фазовых превращений, нужны новые знания на атомном уровне. Без надежных и эффективных способов повышения сопротивления хрупкому разрушению высокопрочных конструкционных материалов невозможно достижение высокой надежности работы изделий из них, поэтому поиск путей повышения уровня ударной вязкости и его стабильности и по сей день является актуальным.

Актуальной является и реализация в структуре сталей нанокристаллических (НК) состояний, формирование которых позволяет раскрыть потенциальные возможности исследуемых сталей. С этой точки зрения интенсивная пластическая деформация (ИПД) является одним из альтернативных способов воздействия на фазовые и структурные превращения при нагреве и охлаждении и управления свойствами.

Одним из новых развиваемых в последнее время способов повышения сопротивления ударным нагрузкам является формирование в структуре азотистого аустенита ( N), он существенно устойчивее углеродистого, и это открывает новые возможности получения более стабильного структурного состояния сталей. В связи с этим, задача получения и стабилизации в структуре сталей азотистого аустенита без образования нитридов за счет азота воздуха на сегодняшний день является перспективной.

Решение поставленных задач возможно лишь при систематическом изучении закономерностей фазовых превращений, их кинетики и особенностей протекания при различных внешних воздействиях (ИПД, замкнутый объм) и условиях термической обработки.

Работа выполнена в Институте прикладной механики УрО РАН по плану научно-исcледовательcких работ и Федеральной целевой программе Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно- технологического комплекса России на 2007 – 2012 годы Блок 1 и 2.

Цель работы: Исследование причин нестабильности уровня ударной вязкости и технологической пластичности, факторов их вызывающих в штампованных полуфабрикатах и в холоднокатаных листах на примере стали 08Х15Н5Д2Т (ВНС2) различной выплавки и деформации, разработка способов повышения однородности структуры, фазового состава и свойств.

Для выполнения поставленной цели в работе решались следующие научные и практические задачи.

Исследование химической неоднородности структуры штампованных 1.

полуфабрикатов по никелю и хрому после горячей деформации, влияние режимов термической обработки (закалки и отжигов в двухфазной + -области) на степень однородности ликвационных зон.

Исследование влияния способа переплава (электро-шлакового-ЭШП и 2.

вакуумно-дугового-ВДП) на химический состав, структурно-чувствительные характеристики расплава стали, уровень механических свойств и характеристик надежности после закалки и старения (ударной вязкости КСV и порога хладноломкости Т к 0,5 ).

KCU Исследование влияния предварительной термической обработки в 3.

двухфазной ( + ) области на характер формирования ударной вязкости и порога хладноломкости в штампованных полуфабрикатах после закалки и старения на максимум прочности.

Изучение влияния степени неоднородности по титану в пределах 4.

(0,02 0,22) % на структуру (характер перекристаллизации), фазовый состав и уровень ударной вязкости стали опытных и промышленных плавок.

Исследование процессов, протекающих в интервале температур 5.

развития тепловой хрупкости при замедленном охлаждении с высоких температур нагрева, влияние их на уровень ударной вязкости, определение критической скорости охлаждения штамповок. Моделирование фазового состава в интервале температур (1200 500) оС в зависимости от содержания титана и элементов внедрения в стали.

Исследование химической неоднородности по хрому, развивающейся 6.

при температурах старения, роль хромовых зон и элементов внедрения в формировании уровня ударной вязкости и порога хладноломкости.

Исследование текстуры по толщине листа после горячей и холодной 7.

деформации. Установление влияния степени холодной деформации на характер формирования текстуры для выявления причин низкой технологической пластичности листов.

Разработка научных основ выбора режима закалки с РПТС 8.

(с регулируемыми по Мн параметрами тепловой стабилизации) для повышения стабильности фазового состава и ударной вязкости на штамповках.

Опробование нового способа закалки с РПТС в технологической схеме 9.

производства холоднокатаного листа толщиной 2 мм и разработка новой технологии для получения тонкого листа (0.6 мм) с однородной структурой и высокой технологической пластичностью.

10. Опробование интенсивной пластической деформации путем холодной прокатки (ИПД ХП) для повышения пластичности стали.

Объектом исследования служили технологические процессы изготовления крупногабаритных полуфабрикатов (штамповки, листы) и фольги из сталей промышленных плавок;

опытные плавки с различным содержанием Ti;

модельные сплавы системы Fe-Cr и промышленные стали в нанокристаллическом состоянии (НКС).

Предмет исследования. Нестабильность структуры, фазового состава и свойств, способы их повышения при термической обработке и пластической деформации.

Методы исследований. Решение поставленных задач производилось с помощью: фазового рентгеновского и магнитного анализов, ядерной гамма резонансной спектроскопии (ЯГР), рентгеноэлектронной спектроскопии (РЭС), резистометрии, методик физико-химического анализа и теплофизических свойств расплавов, внутреннего трения, а также программного комплекса Астра-4, пакета программ для рентгеноструктурного (НИТУМИСиС) и фазового полуколичественного анализа (фирмыBRUKER).

Достоверность и обоснованность полученных результатов и выводов, содержащихся в диссертационной работе, обеспечивается использованием стандартных и апробированных методик, привлечением для исследования комплекса взаимодополняющих методик, согласованностью с имеющимися литературными данными, при моделировании-экспериментальной проверкой и сходимостью результатов.

Научная новизна.

1. Изучена природа нестабильности уровня ударной вязкости и технологической пластичности в крупногабаритных полуфабрикатах из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей на примере стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов. Установлено, что нестабильность пластических свойств в крупногабаритных полуфабрикатах определяется наследованием остаточной химической неоднородности большого слитка по никелю и титану, способом переплава и особенностями протекания фазовых превращений в неоднородной Fe-Cr матрице при термической обработке.

2. Впервые выполнено комплексное исследование влияния ВДП и ЭШП переплава стали 08Х15Н5Д2Т на структуру и свойства расплава, а также на фазовый состав и характеристики надежности (KCU, Т к 0,5 ) после KCU термоупрочняющей обработки. На атомном уровне показано, что структура расплава стали ВДП характеризуется бльшими межатомными расстояниями, неравновесна и имеет низкие значения плотности d и кинематической вязкости по сравнению со сталью ЭШП.

Установлена наследственная связь между теплофизическими характеристиками расплава исследуемой стали и уровнем ударной вязкости:

иd кристаллизация расплава стали ВДП с низкими значениями обуславливает в два раза меньшие значения ударной вязкости по сравнению со сталью ЭШП.

3. На атомном уровне изучена кинетика распада по хрому (Fe-Cr-Ni) твердого раствора как основы исследуемых сталей. Методом ЯГР показано, что расслоение -матрицы на два твердых раствора происходит с образованием хромовых зон размером 5 нм, формируя химическую неоднородность при температурах отпуска и старения (300 500) оС.

4. Впервые установлена связь электронной структуры с порогом хладноломкости Т к 0,5 в стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП. В интервале температур KCU вязко-хрупкого перехода ( Т к 0,5 ) снижение ударной вязкости сопровождается KCU увеличением доли ковалентной составляющей в химической связи атомов железа как наиболее жесткой.

5. Получены первые экспериментальные результаты и сформулированы критерии стабилизации азотистого аустенита без образования нитридов в сплавах Fe-Cr и коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталях при закалке сталей в замкнутом объме с атмосферным воздухом. Установлена связь между хромовыми зонами и снижением на (100 200) оС критической температуры АН превращения в интервал температур старения.

6. Впервые в фольге из стали 08Х15Н5Д2Т толщиной (20-40) мкм, полученной холодной прокаткой без промежуточных отжигов, реализована твердость в 5 ГПа (510 кг/мм2), что в 12 раз выше твердости, достигаемой после старения на максимум прочности.

7. Получено объяснение применения двойного отжига в предварительной ТО полуфабрикатов для снижения неоднородности по Ni.

Практическая ценность работы.

Решена проблема нестабильности ударной вязкости и низкой 1.

технологической пластичности на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т. Разработанные режимы стабилизации (при термической обработке и деформации) позволили исключить влияние неоднородности химического состава выравниванием плавок по фазовому составу, снизить влияние температурных интервалов, в которых неизбежно развивается структурная и фазовая неоднородность, повысить уровень ударной вязкости на (0,20,3) МДж/м2 на штамповках из стали ВДП переплава, а также устранить причины, вызывающие высокие остаточные напряжения в листах на стадии их подготовки к холодной деформации и во время е проведения.

Разработана промышленная технология получения тонких 2.

холоднокатаных листов с однородной структурой и высокой технологической пластичностью, позволившая уменьшить брак по поверхностным дефектам, улучшить плоскостность листа, увеличить выход годного на 30 % и коэффициент штампуемости в 1,2-1,5 раза.

Интенсивная пластическая деформация путем холодной прокатки 3.

(ИПД ХП) позволила создать условия для исключения влияния химической неоднородности и реализации в фольге из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей высокой пластичности в сочетании с твердостью в 5 ГПа без значительных финансовых затрат, получить после закалки в замкнутом объме с атмосферным воздухом азотистый аустенит (до 0 до100 %), а также новые структурно-фазовые состояния после старения.

Разработанные на основе использования азота воздуха и замкнутого объма способ и технология получения азотистого аустенита являются экономически выгодными, снижая трудоемкость в разы, исключая производство аммиака и выбросы вредных веществ.

Реализация результатов. Основные научные результаты составили основу режимов термической обработки и деформации коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей.

На защиту выносятся:

1. Явления остаточной химической и структурной неоднородности большого слитка в штампованных полуфабрикатах, способы и рекомендации для снижения и управления неоднородностью.

2. Экспериментальные результаты наследственного влияния способа переплава на химический состав, структуру и свойства расплава стали двух переплавов (ЭШП и ВДП) перед кристаллизацией и уровень характеристик надежности в штампованных полуфабрикатов после закалки и старения.

3. Кинетика расслоения (Fe-Cr-Ni)-твердого раствора при старении в интервале температур старения (375 475) оС.

Неоднородность текстуры горячекатаного подката (3,8 4,0) мм и 4.

экспериментальные результаты влияния холодной деформации на формирование структуры и фазового состава в холоднокатаных листах.

Способ закалки с регулируемыми параметрами тепловой стабилизации 5.

(РПТС) для выравнивания промышленных плавок по количеству остаточного аустенита в структуре и повышения стабильности уровня ударной вязкости на штампованных полуфабрикатах и технологической пластичности в холоднокатаных листах.

Технология получения тонкого (0,6 и 08 мм) холоднокатаного листа, 6.

однородного по структуре.

Апробация работы. Основные материалы по теме диссертации отражены в работах рецензируемых отечественных и зарубежных журналов и опубликованы в трудах Международных, Всесоюзных, российских конференциях, семинарах и симпозиумах: г.Киев (1977), г.Goteborg (1997);

г.Оттава (1981), г.Габрово (1994);

г.Тамбов (1996);

г.Судак (2000);

г.Казань (2001);

г.Пекин (2001);

г. Загреб (2002);

г. Тольятти (2003);

г.Вологда (2005);

г.Черноголовка (2006);

г.Кисловодск (2006);

г. Миасс (2007);

на Школах металловедов-термистов (1998, 2000-2004, 2008, 2010);

на ХIV-ХVI Петербургских чтениях (Санкт-Петербург, 2003, 2005, 2006).

Отдельные результаты вошли в отчет РАН (2000 г.) Важнейшие достижения в области естественных, технических, гуманитарных и общественных наук и отчеты УрО РАН.

Материалы доложены и обсуждены на расширенных семинарах ИПМ УРО РАН (г. Ижевск, 2010г.), кафедры «Производство машин и механизмов»

и кафедры «Технология металлов» ИжГТУ (Ижевск,2011 г.) Личный вклад диссертанта состоит в выборе методик и отработке их применительно к цели исследования, постановке задач в работе как теоретических, так и прикладных. Основные экспериментальные результаты работы получены лично автором, а также совместно с исследователями ИПМ и ФТИ УрО РАН под руководством автора. При непосредственном участии автора проведены: исследования текстуры, теплофизических свойств расплава сталей, оптимизированы критерии выбора параметров тепловой стабилизации остаточного аустенита в КС МС сталях в УГТУ-УПИ (г. Екатеринбург);

микрорентгеноспектральный анализ неоднородности структуры в институте Геологии (г. Екатеринбург);

проведено опробование разработанных режимов в условиях ВСМПО (г. Верхняя Салда) и в ОАО «НИТИ «ПРОГРЕСС» (г. Ижевск).

Автор является одним из разработчиков: отраслевой методической рекомендации МР 54-27-73 (М: ВИЛС) по оценке состава двухфазных сталей мартенситного класса;

методики электросопротивления для изучения распада переохлажденного аустенита в сталях мартенситно-аустенитного класса при отрицательных температурах.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, 5 глав, заключения, списка цитируемой литературы, содержащего наименований, и 4-х приложений. Диссертация содержит 157 рисунков и 25 таблиц. Общий объм работы 374 страницы.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы исследований;

сформулированы цели и задачи работы;

отмечено, какие из результатов получены впервые;

приведены положения, выносимые на защиту;

пояснена научная новизна и практическая ценность работы;

приведен список конференций, на которых обсуждались результаты, отмечен вклад автора.

В первой главе приведен обзор экспериментальных и теоретических работ по теме диссертации, обозначены нерешенные задачи по проблеме нестабильности уровня ударной вязкости (КСU) при термической обработке КС МС, обсуждаются способы е ослабления и альтернативные решения с привлечением интенсивной пластической деформации как способа воздействия на структуру и критические температуры фазовых переходов.

Исследованию структуры и свойств исследуемых сталей посвящены труды Я.М. Потака, Е.С. Кагана, В И Козловской, Н.М Вознесенской, Л.В. Тарасенко, С.И. Бирман, Г.С. Кривоногова, Н.Г. Покровской, С.В.

Грачева, Н.В. Звигинцева, Л.А. Мальцевой, С.Б. Михайлова и многих др..

Однородность свойств металла, определяющих качество продукции, обеспечивается, прежде всего, однородностью химического состава и структуры слитка. Предпосылки возникновения неоднородных свойств в прокате имеют также металлургический характер: химическая и структурная неоднородность, которые в процессе прокатки изменяются незначительно.

Все формы химической и структурной неоднородности в большей или меньшей степени связаны с дендритной ликвацией, закономерности которой представлены трудами Голикова И.Н., Масленкова С.Б. и др. Не смотря на имеющиеся в качественной металлургии методы (переплавы, направленная кристаллизация, электромагнитное перемешивание и др.), химическую неоднородность исключить практически нельзя, поэтому в каждом конкретном случае, и особенно в высоколегированных сталях, кроме оценки степени неоднородности необходимо искать способы снижения е влияния.

В главе отмечено, что переход к менее легированным МС сталям различных видов переплава, содержащих углерода до 0,15% и более высокий уровень примесей, привел к проявлению различных видов хрупкости в КС МС сталях. В частности, Ti в малых количествах вводится в сталь для получения мелкого зерна при нагреве под закалку, однако при медленном охлаждении с температур горячей деформации и при высокотемпературных длительных отжигах он выделяется из твердого раствора в виде неконтролируемой сетки карбонитридов по границам зерен и ослабляет их (тепловая хрупкость). Исследованию тепловой хрупкости посвящены труды Л.Н. Белякова, Е.С. Кагана, В.Б. Спиридонова, В.С. Фридмана, О.К. Ревякиной, И.Н. Богачева, С.Г. Чернявской и др. Каковы температурные и временные интервалы выделения титансодержащих фаз, каков вклад в нестабильность КСU исследуемых сталей – вопросы, которые являются важным и актуальным моментом при производстве изделий из них.

Введение хрома в МС стали исключило проблему коррозии, но усилило неоднородность при термообработке в двухфазной области и сделало опасными для использования интервалы температур старения, в которых развиваются хрупкость-475о и отпускная. Позитивное влияние обработки в двухфазной области на технологические свойства и их стабильность обобщено в работах Е.С. Махнева, В.Г. Азбукина, В.Н.Павлова, В.П. Вылежнева, Ю.Н Симонова, В.В. Рыбина. Разработаны комплексные подходы для решения проблемы повышения стабильности механических и технологических свойств.

В изучение хрупкости-475о в бинарных сплавах большой вклад внесли ученые Е.З. Винтайкин, Д.С. Каменецкая др., а в сталях И.Н. Богачев, Н.Г. Шульга, Ю.О. Меженный и др. По мнению большинства исследователей проявление этого вида хрупкости в высокохромистых ферритных сталях, а также в ферритной составляющей двухфазных сталей, обусловлено процессами расслоения в -твердом растворе в силу наличия разрыва растворимости в системе Fe-Cr при низких температурах и носит двухстадийный характер. Первая стадия кратковременна (до 1 ч), обусловлена гомогенным выделением частиц типа Cr2N, а степень охрупчивания определяется уровнем примесей, в частности, азотом (N), и температурой старения. Для не характерно снижение КСU, некоторое повышение твердости и порога хладноломкости. На второй стадии происходит непосредственно процесс расслоения твердого раствора с образованием высокохромистых комплексов.

Степень расслоения зависит от термодинамических констант сплавов системы Fe-Cr и влияния на них легирующих добавок. На скорость расслоения твердого раствора оказывает большое влияние его гомогенность, пластическая деформация, облучение частицами и др. и азот, благодаря которому первая стадия хрупкости будет более выражена и, инициируя развитие второй стадии, накладываться на нее. Известно, что процесс расслоения по хрому в исследуемых сталях также происходит, однако о нем не существовало кинетических данных.

Проблема обратимой отпускной хрупкости (ООХ) в исследуемых сталях практически не обсуждается в периодической литературе, так как стали используются после переплавов, которые значительно очищают сталь от вредных примесей и гарантированно обеспечивают их низкий уровень.

Однако для анализа нестабильности КСU необходимо знать поведение стали при охлаждении в опасном интервале температур, в котором в тончайших слоях у границ зерен формируются концентрационные неоднородности в виде сегрегаций примесей P, Sb, As и др. (Л.М. Утевский, Е.Э. Гликман).

Количественной характеристикой склонности сталей к этому виду хрупкости является критическая температура Ткр. при которой металл переходит в хрупкое состояние без видимых структурных изменений необратимо.

Целесообразным является установить закономерности изменения этой характеристики после режимов упрочняющей обработки (ТУО), влияния на них предварительной термической обработки (ПТО) и таких важных факторов, как примеси внедрения, которые вносят самые сильные искажения в кристаллическую решетку -твердого раствора. Кроме того, необходимо выяснить какую долю в нестабильность КСU вносят переплавные процессы, величина зерна, остаточный аустенит.

Вопросы влияния интенсивной пластической деформации (ИПД) на структуру и свойства исследуемых сталей также актуальны. Специфика структуры, полученной ИПД, обусловлена внесенными зернограничными дислокациями (ВЗГД) (М.М. Мышляев) Представляло интерес выяснить, какие потенциальные возможности и, в частности, при термообработке, можно обнаружить в изучаемых сталях после ИПД путем холодной прокатки.

Для более глубокого понимания процессов, происходящих при термообработке в ЗО на поверхности сталей, подвергнутых ИПД, отдельно рассматривается физическая природа и особенности распределения элементов внедрения (углерода и азота) в решетке Fe и в сплавах Fe-Cr.

Анализ состояния вопроса по изучаемой тематике позволил сформулировать цель и основные задачи диссертационной работы.

Глава 2 «Фазовые превращения при термической обработке полуфабрикатов из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей, анализ технологических факто Т,оС ров, способствующих снижению и проявлению нестабильности уровня ударной вязкости».

Термическая обработка (ТО) полуфабрикатов из КС МС сталей усложнилась по сравнению с классическим «mareging stells» и состоит из -1 0 10 10 lg,ч неоднократных предваритель Рисунок 2.1 - Кинетика образования ных отжигов (ПТО) и хромовых зон окончательной термоупрочняю при старении в стали 08Х15Н5Д2Т щей обработки (ТУО). Отжиги формируют структуру для последующего обезводороживания и стабилизируют свойства. ТУО заключается в закалке со стабилизацией или без не и старении по меди ( -фаза) за счет дисперсионного твердения.

Проведенные исследования показали, что ПТО связана с особенностями протекания фазовых превращений. Введение Cr выявило новые охрупчивающие факторы: при нагреве в интервал отпуска и старения развивается химическая неоднородность по хрому (рисунок 2. 1), которая приводит к закреплению дислокаций, повышению твердости и порога хладноломкости Т к 0,5 ;

в интервале температур (600800) оС, происходит KCU выделение по границам действительного зерна “сетки специальных карбидов на основе соединения Cr23C6 с инкубационным периодом 20 мин (рисунок 2. 2, справа);

с феррохромом увеличилось количество дополнительных примесей внедрения (С,О,N) и вредных, которые обусловили 475-градусную, карбидную, тепловую карбонитридную–Тi(CN) (рисунок 2. 2, слева) и, как следствие, вызвали нестабильность уровня ударной вязкости (КСU).

В интервале температур (600800) оС, используемых для ПТО, при нагреве также происходит обратное мартенситное -превращение с образованием аустенита различной устойчивости: самый стабильный аустенит образуется в нижней половине этого интервала (самая низкая Мн).

С ростом температуры количество ревертированного аустенита увеличивается, при охлаждении часть его претерпевает прямое фазовое -превращение, которое сопровождается фазовыми напряжениями ( ф).

Фазовые напряжения, складываясь с напряжениями от выделения сетки из Тi(CN) и Cr23C6, увеличивают вероятность снижения КСU.

Следовательно, наличие хрома, элементы внедрения и фазовые напряжения при ТО являются возможными причинами снижения КСU и проявления е нестабильности в исследуемых сталях. Кроме того, введение вакуумно-дугового переплава (ВДП) для особо ответственных изделий из-за неэффективности (12 % аустенита) обезводороживающего отжига при 520 оС (рисунок 2. 3) на полуфабрикатах из стали электрошлакового переплава (ЭШП) позволило снизить содержание диффузионно-подвижного водорода (ДПВ), но не решило проблемы склонности стали к хрупкому разрушению, а, наоборот, усилило нестабильность свойств: случаев несоответствия по характеристике КСU составило только в стали ВДП 40 %. В связи с этим, потребовалось более глубокое изучение кинетики фазовых превращений, как при термообработке, так и металлургической природы металла стали ВДП.

Ti(C,N) Ti (C,N) В Рисунок 2.2 - Раздробленный карбонитрид и карбидная сетка по границам зерен АУСТЕНИТ,% 540оС -фаза 540оС 520оС 15 520оС 500оС 500оС 480оС 480оС 0 20 40 ВРЕМЯ,часы б а Рисунок 2.3 - Кинетика образования (а) и морфология (б) остаточного” аустенита стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП в интервале температур отжига Чтобы понять на каком этапе производства закладывается эта нестабильность, прежде всего, было проведено исследование влияния способа переплава (ВДП и ЭШП) на химический состав, структурно чувствительные свойства расплава и уровень механических свойств, в т.ч.

сопротивление хрупкому разрушению - Т к 0,5 стали 08Х15Н5Д2Т, а затем KCU микрорентгеноспектральный анализ структуры на однородность по никелю и хрому. В связи с этим, глава 3 «Исследование металлургических факторов (химический состав, способ переплава, ликвационные явления по никелю, титану, элементы внедрения) и разработка режима обработки для повышения и стабилизации уровня ударной вязкости на штамповках из стали 08Х15Н5Д2Т вакуумно-дугового переплава» состоит из пяти разделов экспериментальных исследований структуры, физических и механических свойств, которые формируются не только термической и термомеханической обработкой, но и в значительной степени зависят от способа выплавки, степени чистоты металла по примесям и, в частности, от уровня газов (элементов внедрения). В первом разделе 3.1 «Исследование химического состава, теплофизических характеристик и структуры жидкого металла стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП и ВДП и их влияние на свойства» представлены результаты сравнительного исследования теплофизических характеристик расплава стали двух переплавов и их химического состава. Из таблицы 3. видно, что ВДП, не изменяя легирующих элементов в стали, удаляет газы примеси внедрения такие, как кислород, водород, азот. Имеющиеся отличия в постоянных примесях и содержании углерода находится в пределах марочного. Значительно различаются переплавы по содержанию титана (Ti) и газонасыщенности. В частности, титан, окисляясь при ЭШП, остатся на низком уровне в стали, тогда, как ВДП в меньшей мере изменяет его содержание по сравнению с открытой плавкой. Содержание H2 уменьшилась в 2-10 раз, O2 - в 2 раза, по N2 – в 2-3 раза по сравнению с металлом ЭШП.

Таблица 3.1 - Химический состав стали 08Х15Н5Д2Т Способ Содержание элемента, % пере- [H], плава см3/ C Mn S P Si Cr Ni Cu [O] [N] Ti г ЭШП 0,59 0,007 0,017 0,45 14,05 5,33 2, 0,07 0,03 0,0034 0,032 3, ВДП 0,48 0,006 0,020 0,43 14,22 5,64 2, 0,05 0,06 0,0017 0,011 1, О различном содержании газов, в частности, кислорода, и различной степени химической неоднородности расплавов свидетельствует и значительное отличие в уровне поверхностного натяжения ( ), плотности (d) кинематической вязкости ( ) - рисунок 3.1. 1, а и б. На политерме ВДП получено ветвление политерм, при этом значения вязкости после перегрева стали до температуры 1730 оС и последующего охлаждения становятся выше начальных величин и приближаются к значениям в стали ЭШП.

Наблюдаемый гистерезис вязкости металла ВДП возникает вследствие изменения структуры ближнего порядка в интервале температур (16001630) оС, что проявилось в выраженном перегибе на температурной зависимости вязкости (рисунок 3.1. 1, а). Различие в величинах кинематической вязкости не является следствием колебания по химическому составу, а определяется степенью неравновесности металла, которая, в свою очередь, определяется условиями выплавки и кристаллизации.

Установлено также, что жидкий металл ВДП уже при температуре плавления обладает более низкими величинами плотности (d), электросопротивления ( ), магнитной восприимчивости () по сравнению с металлом ЭШП. Характерной особенностью политерм магнитной восприимчивости при плавлении стали ЭШП является меньший скачок по сравнению с металлом ВДП интервале температур (14001500) оС, в котором политермы электросопротивления свидетельствуют о необратимом изменении структуры расплавов. Прямым доказательством различия в структуре жидкого металла обоих переплавов является установленная в результате рентгеновского анализа разница в межатомных расстояниях.

Металл ВДП характеризуется бльшими расстояниями между атомами и, следовательно, меньшей d (рисунок 3.1. 1, б –кривая 2).

Таким образом, по характеру изменения теплофизических характеристик расплава этих сталей можно констатировать, что различие в свойствах закладывается уже на стадии выплавки. Наряду с химическим составом на свойства расплавленной стали 08Х15Н5Д2Т оказывает заметное влияние способ выплавки с присущими ему параметрами, которые определяют степень однородности и приближения расплава к состоянию равновесия. Различие в свойствах и в структуре жидкой стали отражается и на характеристике КСU образцов после кристаллизации (рисунок 3.1. 2), а б Рисунок 3.1.1 - Политермы вязкости ( ), поверхностного натяжения ( ) и плотности (d) расплава стали ЭШП и ВДП а) -нагрев, + -охлаждение ВДП;

- нагрев и охлаждение ЭШП ;

б) -нагрев и охлаждение ВДП;

- нагрев и охлаждение ЭШП.

Другим металлургическим дефектом является полосчатость как результат дендритной ликвация никеля во время кристаллизации. Полосы представляют собой ликвационный аустенит с концентрацией никеля, соответствующей марке стали, но на верхнем пределе. Если концентрация никеля вне полос (по данным микрорентгеноспектрального анализа) находится на уровне 4,5 % и мало изменяется при движении зонда на участке в 20 мкм, то в полосе ликвационного аустенита колебание по никелю составляет порядка 1 % (от 4,5 до 5,5 %). Проведение закалки слабо KCU, МДж/м 107, м2/с d 103, кг/м 10.

2. 5. 1. ВДП ЭШП ВДП ЭШП ВДП ЭШП Рисунок 3.1.2 - Сопоставление величин вязкости ( ) и плотности (d) расплава и ударной вязкости (KCU) образцов стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов изменяют эту разницу до 0,8-0,9 %. Длительные отжиги (по 20 ч) при температурах (490 550) оС усиливают неоднородность (1,5 %). Повышение температуры отжига до 650 оС снижает различие между максимальной и минимальной концентрацией никеля, а проведение двойного 6 ч отжига при 650 оС и последующего высокотемпературного нагрева на 1000 оС уменьшает это различие еще в 2,5 раза по сравнению с отжигами при 520 и 550 оС содержание Ni при этом колеблется в пределах 0,6 %. Следовательно, неоднородность по никелю выровнять отжигами можно, но полностью исключить нельзя. Раздел 3.2 «Изменение фазового состава и ударной вязкости после термоупрочняющей обработки» посвящен исследованию структуры, фазового состава и свойств металла стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП и ВДП в твердом состоянии при нагреве и охлаждении в различных температурных интервалах. Величина зерна при нагреве под закалку с температур (9501000) оС одинакова и находится в пределах 7-8 балла.

Однако в структуре металла ВДП наблюдается разнозернистость и ярче выражена склонность к росту зерна при нагреве: заметный рост зерна начинается уже с температуры 1000 оС, (рисунок 3.2. 1, кривая 2). Бльшую склонность к росту зерна можно объяснить меньшим количеством сдерживающих рост зерна дисперсных карбидов и нитридов титана в стали ВДП. Снижение элементов внедрения в твердом растворе стали ВДП (рисунок 3.2. 2) обусловило низкий уровень ост и KCU при температурах нагрева (5001050) оС (рисунок 3.2. 3) и, как следствие, после термоупрочняющей обработки (рисунок 3.2. 4).

Исследование склонности стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов к отпускной хрупкости при 3 ч старении (рисунок 3.2. 5) позволило выявить факторы, определяющие снижение KCU после термоупрочнения на максимум прочности, и оценить степень влияния каждого из них. Основными факторами являются: 1) способ переплава, 2) содержание титана, 3) температура аустенитизации, 4) режимы предварительной термической обработки, 5) режимы старения (t и ), 6) отсутствие или наличие ост.

№З Средняя площадь зерна Sх10 мм №З - 8- Рисунок 3.2.1 - Влияние температуры Рисунок 3.2.2 -Изменение пика закалки Финкельштейна-Розина в на среднюю площадь зерна в стали зависимости от способа переплава 08Х15Н5Д2Т двух переплавов. в исследуемых сталях 1 – ЭШП, 2 -ВДП Способ переплава. Температурные зависимости КСU=f(tстар) стали характеризуются наличием минимума в интервале температур (425450) оС, положение которого определяется способом переплава (рисунок 3.2. 5).

Различие в КСU между переплавами наблюдается уже в вязком состоянии.

Снижение ударной вязкости начинается с температуры 350 оС: в стали ЭШП оно составляет 1,6 МДж/м2, в стали ВДП-0,6 МДж/м2. Такое резкое изменение в значениях КСU сопровождается значительным изменением характера излома. Излом от полностью вязкого после старения при (300375) оС видоизменяется до полухрупкого при температурах (425450) оС. С 375 оС, теряет свою устойчивость ост, количество которого с 6,5 % в вязком состоянии уменьшается до 4,5 % в хрупком. Испытания КСU после закалки, обработки холодом (ОХ) и последующего старения показали, что снижение количества ост вносит свой вклад в общее снижение КСU, но определяющим не является. Аустенит является фоном, на котором развиваются процессы, ослабляющие -матрицу (рисунок 3.2. 5, б). Режимы старения. Степень снижения ударной вязкости (КСU) стали исследуемых переплавов, оцененная по разнице KCUв–KCUх в вязком и хрупком состояниях в опасном с точки зрения понижения вязкости интервале температур (до 10 ч), свидетельствует, что уровень КСU стали ВДП значительно ниже, чем в стали ЭШП (рисунок 3.2. 6). Кроме того, в стали ВДП КСU монотонно увеличивается, а процессы, приводящие к охрупчиванию, в электрошлаковой стали протекают, в основном, за первые 3 ч. При дальнейшей выдержке до 10 ч увеличение КСU незначительно и происходит за счет снижения КСU в хрупком состоянии. Работа развития трещины KCV после 3-х ч старения выше у ВДП металла (кривая 2). В то же время на плавках с высоким Ti склонность к отпускной хрупкости стали ВДП бльшая, чем у стали ЭШП (рисунок 3.2. 7). Температура аустенитизации.

влияет на КСU через достигнутую гомогенность твердого раствора и в бльшей степени через величину зерна (рисунок 3.2. 1). В интервале (9501050) оС проявляется влияние двух факторов - достижение более однородного раствора способствует уменьшению КСU при отпуске при температурах (425450) оС, а рост зерна действует в противоположном направлении. При температурах свыше 1050 оС рост зерна вносит более существенный вклад в КСU (рисунок 3.2. 8). Режимы предварительной термообработки, проводимые в (+)-области, в частности, для стали 08Х15Н5Д2Т имеют особое значение, т.к. их температуры отжига близки к температуре обратимой отпускной хрупкости. При охлаждении крупногабаритные полуфабрикаты довольно медленно проходят интервал развития этого рода хрупкости, а, следовательно, можно ожидать их усугубляющегося действия. Исследование влияния отжигов в двухфазной области, проводимых перед закалкой и старением, и их совокупности, показало, что качественных изменений в характер формирования КСU отжиги не вносят: положение интервала снижения КСU остается прежним, однако существенно увеличивается интенсивность снижения КСU по сравнению с образцами после закалки. Наибольшему снижению КСU стали ВДП способствует отжиг 520 оС, 50 ч (по сравнению с закаленным на 0,7 МДж/м2), в стали ЭШП - совокупность отжигов: 750 оС, 3 ч + 520 оС, 50 ч + 660 оС, 6 ч, и их вклад в снижение составляет 0,5 МДж/м2.

Таким образом, проведенные исследования показали, что сталь ВДП характеризуется разнозернистостью, большей склонностью к росту зерна при нагреве, более высоким уровнем прочностных свойств после термического упрочнения по сравнению со сталью ЭШП. Однако, имея при этом более низкое количество ост в структуре и низкий уровень КСU после закалки, сталь ВДП в меньшей мере склонна к снижению КСU при отпуске (на максимуме прочности работа развития трещины в 2 раза выше, чем в стали ЭШП) - рисунок 3.2. 6, справа. Как управлять свойствами с учетом различия между переплавами в содержании Ti в 2-4 раза стало предметом раздела 3.3 «Влияние титана на сопротивление хрупкому разрушению при старении», в котором рассматриваются результаты влияния малых количеств содержания Ti (до 0,2 %), а также отношения титана к углероду (Ti/C) на склонность к перекристаллизации, на количество ост и уровень КСU после старения. Исследование структуры стали исследуемых плавок показало (рисунок 3.3.1), что рекристаллизация аустенита наиболее эффективно происходит при температурах (900950) оС. Исключение составляют плавки с высоким Ti (рисунок 3.3. 1).

Рисунок 3.2.3 - Влияние температуры нагрева на количество аустенита ( ост) и ударную вязкость (КСU) стали 08Х15Н5Д2Т Рисунок 3.2.4 - Частота повторяемости значений 0,2, в и KCU в изделии из стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП (1) и ВДП (2) переплавов после термоупрочняющей обработки.

ТУ: 950, 1250, 0,8 соответственно Анализ показывает, что степень измельчения зерна с ростом содержания титана в плавках уменьшается;

кроме того, этот параметр зависит от содержания углерода в твердом растворе. Максимальная степень измельчения зерна наблюдается в плавках с Ti до (0,060,08) %, (рисунок 3.3. 1, область А), в которых содержание углерода также максимально (область D). Начиная с 0,06 % Ti, степень измельчения составляет 4 баллов (область В), а при 0,18 % и до 0,21 % Ti снижается до нуля. При этом углерод в твердом растворе практически отсутствует. От содержания Ti и отношения Ti/С зависит также и склонность к росту рекристаллизованного зерна при нагреве и, чем выше эти величины, тем в большей степени она выражена (максимальна в плавке с 0,21 Ti). Аналогично изменяется и размер зерна от отношения Тi/C: до более высоких температур сохраняется мелкое зерно при малых значениях Ti/С (рисунок 3.3. 1, верхний).

В исследуемой стали в интервале температур старения (400475) оС снижение ударной вязкости на плавках с одинаковым Ti обусловлено, во первых, упрочнением -матрицы мелкодисперсной -фазой по механизму дисперсионного твердения, во-вторых, возможным взаимодействием хромовых зон, кинетика образования которых будет показана ниже, с примесями внедрения, в частности с азотом, и, наконец, распадом ост.

а б Рисунок 3.2.5 - Влияние температуры старения на ударную вязкость (КСU), долю волокна в изломе и количество остаточного аустенита () в стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов.

а - после закалки с 1000 оС;

б – а + обработка холодом при -70 оС;

– ВДП, x - ЭШП - KCU и % ост ;

, - % вязкой составляющей ВДП и ЭШП соответственно. Продолжительность старения 3 ч.

Максимальное упрочнение достигается при температурах (425450) оС, что соответствует максимальному снижению ударной вязкости, и при этом наблюдается наибольшая степень распада ост. Как показали исследования на плавках с различным содержанием Ti, положение минимума KCU зависит от содержания Ti и с его увеличением сдвигается в сторону более высоких температур старения. Следует отметить, что размер зерна аустенита в структуре данных плавок после 1000 оС заметно различается (см. рисунок 3.3. 1, верхний).

Рисунок 3.2.6 - Влияние продолжительности старения на степень снижения КСU и работу развития трещины (КСV) при температурах максимального упрочнения стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов: 1 - ЭШП и 2 - ВДП Рисунок 3.2.7 - Влияние Рисунок 3.2.8 - Влияние продолжительности старения при 450 температуры закалки о на степень снижения КСU С на ударную вязкость (КСU) стали стали 08Х15Н5Д2Тдвух переплавов 08Х15Н5Д2Т при температурах (425450) оС.

двух переплавов 1 - ЭШ и 2 – ВД 1 – ЭШП, 2 - ВДП (Ti=0,16).

СТВ.Р.,% 10 0, D 8 0, к перекристаллизации NЗ=NИСХ+NЗАК Склонность 6 0, A 4 0, B 2 0 0,04 0,08 0,12 0,16 0,18 Ti, % - содержание углерода в твердом растворе;

– степень измельчения зерна Рисунок 3.3.1 - Изменение размера зерна в стали опытной выплавки в зависимости от температуры нагрева и содержания Ti в плавке (верхний) и влияние содержания титана и «свободного углерода» на степень измельчения зерна (NЗ=№исх-№зак).Цифры у кривых содержание титана Влияние содержания Ti на уровень KCU после термообработки на максимум прочности неоднозначно Зависимости КСU, ост и № зерна = f (Тi, Ti/C) имеют экстремальный вид с максимумом при значениях Тi=0,06 % и Ti/C 1 и свидетельствуют о наличии взаимосвязи между ударной вязкостью, размером зерна и количеством ост после старения. Самая высокая ударная вязкость получена после старения 450 оC на образцах плавки с 0,06 % Ti с максимальным содержанием ост при зерне, соответствующем 9-10 баллу.

Плавки с крупным зерном и более низким содержанием ост имеют минимальную ударную вязкость.

Таким образом, титан влияет на структуру и свойства исследуемой стали через размер зерна и соотношение ост и мартенсита после закалки. В зависимости от содержания Ti и отношения Тi/С в стали после старения формируется фазовая и структурная неоднородность и, как следствие, нестабильность уровня ударной вязкости.

Рисунок 3.3.2 - Зависимость ударной вязкости (КСU) промышленной стали 08Х15Н5Д2Т ВДП от содержания титана (Тi) Оптимальными условиями для формирования достаточного количества аустенита и мелкого зерна, гарантирующими получение высоких показателей сопротивления хрупкому разрушению, являются: содержание Ti не выше, чем 0,06 %, отношение титана к углероду в плавке = 1 или близкое к 1, температура закалки Тзак=(9501000) оС. Такое ограничение по титану способствует активной перекристаллизации, сохранению углерода в твердом растворе, обуславливая низкую Мн аустенита и высокий % остаточного аустенита.

Сделанные выводы были подтверждены проведенными в КБ Туполева испытаниями КСU с одновременным определением содержания Ti в изломах (рисунок 3.3.2). Требуемый уровень (0,8 МДж/м2) обеспечивается на плавках с содержанием Ti до 0,06 % (на этом же уровне находится и углерод в этих плавках).

Известно, что порог хладноломкости ( Т к 0,5 ) является количественной KCU характеристикой склонности стали к ООХ и что примеси внедрения также значительно влияют на его положение. В связи с этим в разделе 3. «Исследование порога хладноломкости» проведен анализ влияния переплавов ЭШП и ВДП на положение порога хладноломкости и характер сериальных кривых ударной вязкости в зависимости от режимов термообработки.

Исследуемая сталь не проявляет резкого перехода в хрупкое состояние в закаленном состоянии. Характер сериальных кривых стали обоих переплавов одинаков, различие в уровне КСU между переплавами связано с элементами внедрения, устойчивостью остаточного аустенита при понижении температуры и сохраняется до температуры (-100 оС).

Старение стали в интервале температур (350475) оС выявляет Т к 0, KCU (рисунок 3.4. 1 а и б). Начиная уже с температуры старения 350 оС, критическая температура вязко-хрупкого перехода имеет тенденцию к смещению в интервал более высоких температур. Порог хладноломкости в стали ЭШП проявляется более ярко, чем в стали ВДП переплава. При температурах (425450) оС (максимального упрочнения) смещение достигает более 100 градусов.

В стали ВДП (рисунок 3.4. 1, б) такого резкого перехода в хрупкое состояние не наблюдается: сериальные кривые остаются пологими без выраженного порога. Исключением являются также температуры 425 оС и 450 оС, при которых порог Т к 0,5 находится около (-50 оС), а смещение порога KCU по сравнению с температурой 375 оС выражено несколько меньше, чем в стали ЭШП (рисунок 3.4. 1, а).

Зависимость смещения Т к 0,5 имеет форму носа, несимметричного KCU относительно максимума смещения. Следовательно, происходящие в исследуемой стали процессы при отпуске и старении вносят свой вклад в охрупчивание в различных интервалах температур по-разному (рисунок 3.4. 2). Максимум смещения Т к 0,5 соответствует интервалу KCU температур (425450) оС, степень смещения определяется способом перепла ва (рисунок 3.4 2, 1 и 2) и содержанием Ni в плавке (рисунок 3.4. 2, 3).

Кроме того, установлено, что предварительные используемые в практике режимы термической обработки полуфабрикатов из КС МС сталей, не оказывают существенного влияния на характер сериальных кривых положение Т к 0,5. Обнаруженное в стали ЭШП увеличение доли ковалентной KCU составляющей в структуре валентной полосы указывает на связь перехода Т к 0,5 с электронной структурой (рисунок 3.4. 3).

KCU Таким образом, установлено, что сталь 08Х15Н5Д2Т ВДП, отличающаяся от стали ЭШП низким содержанием примесей внедрения, менее склонна к хрупкому разрушению при отрицательных температурах даже после старения на максимум прочности.

В разделе 3.5 «Моделирование фазового состава при охлаждении с высоких температур закалки, анализ влияния химического состава на состав фаз и уровень ударной вязкости в стали 08Х15Н5Д2Т ВДП и ЭШП»

приведены результаты исследования фазовых превращений, показывающие что, как и во всех титансодержащих сталях, в исследуемой стали при (12001250) оС замедленном охлаждении с высоких температур наблюдаются выделения по границам первичных аустенитных зерен карбонитридов титана, окислов и карбидов в виде сетки.

При содержаниях титана до 0,1 % вес. сетка металлографически не видна, при увеличениях 10 000 она выглядит разорванной и представляет собой отдельные скопления карбонитридов. Выделяясь в различных температурных интервалах, названные выше фазы по-разному влияют на пластические характеристики и, в частности, на ударную вязкость.

Зависимости КСU t в исследуемых сталях имеют два минимума – при (700750) С и при (900950) оС, которые в стали ВДП выражены в меньшей о степени (рис. 3.5. 1, а).

Снижение этой характеристики при замедленном охлаждении от температуры 1200 оС рассматривается как следствие совместного не благоприятного влияния двух наиболее важных факторов: выделение карбидных и нитридных фаз по границам первичных аустенитных зерен и низкий уровень ост в структуре стали (рисунок 3.5. 1,б). За снижение КСU при (700750) оС ответственны карбиды и нитриды хрома, при (900950) оС– карбонитриды титана.

Сравнительный анализ экспериментальных данных и термодинамического моделирования фазовых превращений в интервале температур (5001200) оС показал, что вероятность выделений карбидных и нитридных фаз различна и зависит от температуры переохлаждения и способа переплава. С учетом кинетики выделения карбидов и нитридов было сделано заключение, что выделение этих фаз по границам зерен происходит в температурных интервалах, отмеченных на рисунок 3.5. 2 вертикальными штрих-пунктирными линиями: Cr23C6 - при (620800) оС, Cr2N- при (550850) оС, а TiN - TiC в самом широком интервале при (550950) оС.

Разный уровень КСU и аустенита в сталях ВДП и ЭШП обусловлен различием их химического состава, которое изменяет количественное соотношение выделяющихся фаз, их состав и содержание ост.

При одинаковом содержании хрома сталь, как ЭШП, так и ВДП имеет различное исходное количество Ti, C и N (таблица 3.5 и рисунок 3.5. 3, а).

Низкое исходное содержание титана в стали ЭШП обуславливает образование малого количества карбидов и нитридов титана (рис. 3.5. 2).

При одинаковых скоростях выделения этих фаз в твердом растворе остается больше азота и углерода в стали ЭШП, чем в стали ВДП.

Это приводит к получению более высокого содержания ост в стали ЭШП во всей области исследуемых температур.

а 1 – 350 оС;

2 – 400 оС;

3 – 450 оС;

4 – 475 оС б 1 – 375 оС;

2 – 400 оС;

3 – 425 оС;

4 – 450 оС;

5 – 475 оС Рисунок 3.4.1 - Влияние температуры испытания на ударную вязкость стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП (а) и ВДП (б) переплава после старения, оС Т KCU к 0, Рисунок 3.4.2 - Влияние способа переплава, температуры старения и содержания никеля на положение порога хладноломкости в стали 08Х15Н5Д2Т.

1 - ЭШП;

2 -ВДП ;

3 - ЭШП (Ni=0,24 %);

4 – -фаза;

5 – вредные примеси;

6 – элементы внедрения+Cr зоны Рисунок 3.4.3 - Отношение вкладав d-электронной плотности металлической оставляющей к ковалентной (а) и изменение КСU в интервале температур вязко-хрупкого перехода (б). Сталь ЭШП При температурах (8501200) оС, когда еще нет выделений Cr2N (рисунок 3.5. 2), содержание аустенитной фазы в стали ЭШП в 2-3 раза больше, чем в стали ВДП, несмотря на то, что исходное содержание никеля в первой стали на 0,1 % меньше, чем во второй. Из рисунка 3.5. 3, а, б также видно, что разное содержание Ti и N в сталях определяет различное количество нитрида хрома. Анализ снижения КСU при температуре 700 оС и термодинамический расчет показали, что Cr2N выделяется в стали ЭШП в ней в 7 раз больше, чем в стали ВДП (рисунок 3.5. 3, б) и приводит к более интенсивному снижению KCU (рисунок 3.5. 1, а). Вклад в снижение КСU после закалки от 700 оС дополнительно вносят нитриды титана.

Снижение КСU после (900950)оС закалки от обусловлено выделением твер дого раствора TiC-TiN, состав которого зависит от темпе ратуры. С понижением температуры при закалке в твердом растворе TiN-TiC количество TiN увеличивается по карбидно-нитридному меха низму на первичных включе ниях TiC: [N]+TiCTi(C, N) TiN + C.

Рисунок 3.5.1 - Изменение ударной вязкости(а) и остаточного аустенита (б) от температуры изотермической выдержки в стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов:

ВДП (1) и ЭШП (2) Таблица 3.5 - Химический состав стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов Спосо Содержание элементов в % б Cr Ni Cu Si Mn S P Ti C N переп лава ЭШП 14,1 5,28 2,2 0,47 0,39 0,009 0, 0,02 0,05 0, ВДП 14,1 5,37 2,0 0,27 0,32 0,005 0, 0,08 0,08 0, По степени вклада в снижение ударной вязкости выделяющиеся фазы можно расположить в последова тельности (в порядке его уменьшения): сталь ЭШП — Cr23C6;

Cr2N;

TiN;

сталь ВДП — Cr23C6 ;

TiN;

Cr2N.

Согласно расчетным дан ным, температура начала образования нитридов TiN и Cr2 N зависит от содержания азота: TiN может образоваться в стали ЭШП и ВДП в присутствии уже 0,001 % N, Cr2N в стали ЭШП – при 0,003 % N, в стали ВДП – при 0,02 % N. (рисунок 3.5. 4).

Выделение азота и угле рода из -твердого раствора в виде карбидных и нитридных фаз приводит к уменьшению устойчивости аустенита и снижению Рисунок 3.5.2 - Температурная зависимость уровня ударной вязкости.

массовой доли (Мф) фаз, образующихся в стали Высокотемпературную 08Х15Н5Д2Т двух переплавов.

сетку из карбонитридов ВДП - сплошные, ЭШП - пунктирные линии титана возможно устранить быстрым охлаждением в воде, для низкотемпературной - критическая скорость охлаждения составляет 27 о/мин, что соответствует охлаждению на воздухе изделий сечением 60 мм.

Как уже ранее говорилось, за счет увеличения скорости охлаждения с температур деформации и закалки, подавляя выделение карбонитридных фаз, а также регулируя содержание таких легирующих элементов, как никель, титан и примесей внедрения в твердом растворе после закалки можно исключить снижение КСU полуфабрикатов из исследуемой стали и ее аналогов.

Рисунок 3.5.4 - Зависимости Рисунок 3.5.3 - Соотношение количества Cr2N (сплошные линии) элементов титана, углерода и и TiN (пункт. линии) от азота в исходном химическом содержания азота в стали составе (а) и массовая доля 08Х15Н5Д2Т ЭШП (а) и ВПД (б) (Мф), образующихся фаз при 700 оС (б ) в стали 8Х15Н5Д2Т при температурах:

1 – (500700) оС;

2 – 900 оС;

3 – 1000 оС;

у из карбонитридов титана двух переплавов.

ВДП–светлые столбики;

4 – (5001200) оС;

5 – (500800) оС;

ЭШП - заштрихованные столбики 6 – (5001000) оС;

7 – 1200 оС;

8 – 1000 оС Имеющаяся зависимость ударной вязкости от содержания аустенита, количество которого в Fe-Cr-Ni мартенситно-стареющих сталях может изменяться от 0 до 50 %, дает основание полагать, что через эту структурную составляющую (ее количество и свойства) можно также управлять вязкостью этих сталей. Как было установлено, сталь ВДП характеризуется низким содержанием элементов внедрения и, как следствие, низким уровнем остаточного аустенита после закалки. Ударная вязкость закаленной с 950 оС стали находится на уровне (1,21,3) МДж/м2 при содержании аустенита (25) %. После упрочнения стали в результате старения при (400450) оС ударная вязкость снижается до значений (0,50,8) МДж/м2, что является недостаточным для обеспечения конструктивной прочности ответственных изделий.

В связи с этим, в разделе 3.6 «Разработка режима тепловой стабилизации аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т вакуумно-дугового переплава» с целью повысить уровень КСU после упрочняющей обработки использовали стабилизацию аустенита при прямом мартенситном превращении в сочетании с термической стабилизацией (ТС), в основе которой лежит явление деформационного старения холоднодефор мированных сталей. Стабилизацию проводили по схеме (рисунок 3.6.1), которая включает в себя задержку процесса -превращения в интервале (Мн Мк) при температуре Т1 в течение времени 1 с последующим незамедлительным отпуском при (250 350) оС – Т2 за время 2. Температура Т1 является определяющим параметром (50 % полноты -превращения и максимум фазового наклепа). Параметры 1, 2 соответствуют минимуму затухания -превращения. Изменяя Т1, Т2, можно регулировать количество ост в сталях от 0 до 40 %, нивелируя влияние неоднородности по титану и никелю за счет оптимального количества ( 20 %) ост и обеспечивая тем самым стабильность КСU.

В таблице 3.6.1 приведено количество остаточного аустенита в зависимости от марки стали, условий проведения закалки при оптимальных параметрах для каждой стали. Видно, что максимальная стабилизация аустенита достигается в сталях с большим количеством элементов внедрения, чем в стали ВДП. При опробовании этих условий на материале горячекатаных плит из стали ВДП зафиксировано 25 % в структуре 25 % (таблица 3.6.2). Очевидно, что ост формирование до 25 % стабильного Рисунок 3.6.1 - Схема проведения аустенита позволяет увеличить тепловой стабилизации остаточного аустенита в исследуемых сталях с Мн пластические характеристики стали выше после закалки без существенного комнатной температуры изменения прочностных и почти сохранить их после старения.

Аналогичные результаты получены при опробовании режима тепловой стабилизации на крупногабаритных полуфабрикатах из исследованных сталей. В качестве примера в таблице 3.6.3 приведены фазовый состав и свойства после технологических режимов обработки штамповок из стали ВДП после термоупрочнения при закалке с механической стабилизацией во время -превращения в сравнении с закалкой с комбинированной (механической+термической) стабилизацией. Эффект повышения КСU в сталях 1Х15Н5АМ3 и 08Х15Н5Д2Т ЭШП также более выражен.

Таким образом, разработан режим закалки с регулируемыми параметрами тепловой стабилизации остаточного аустенита (РПТС), применение которого позволило управлять уровнем механических свойств полуфабрикатов, не изменяя температуры закалки, а при условии выбора параметров поплавочно или по партиям (в зависимости от температуры Мн) значительно стабилизировать уровень KCU. Освоение нового режима на крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т ВДП позволило на основе статистических данных сделать вывод, что ударная вязкость в изделии повысилась на (0,2 0,3) МДж/м2. Кроме того, режим закалки с РПТС, снижающий влияние неоднородности по фазовому составу, эффективно исключает отрицательное влияние на уровень КСU карбидных и нитридных фаз, выделяющихся при охлаждении в двух выше названных интервалах (рисунок 3.5.1).

Таблица 3.6.1 - Количество аустенита в коррозионно-стойких сталях в зависимости от условий закалки Режим Аустенит, % Закалка Закалка+стабилизация Сталь обр. хол. вода обр. хол. вода 08Х15Н5Д2Т 0 2 ВДП 08Х15Н5Д2Т 0 4 ЭШП 1Х15Н5АМ3 18 40 Таблица 3.6.2 - Влияние стабилизации на механические свойства и фазовый состав стали 08Х15Н5Д2Т ВДП после закалки и старения Со старением, 450 оС, 2 ч Без старения ост, Режим 0,2, В,,, KCU, 0,2, В,,, KCU, % МДж/м2 МПа МПа % МДж/м МПа МПа % % % 950 оС, 1 ч 850 1155 12,2 54,5 1,25 1100 1250 14,8 62,0 0,85 – вода о о 950 С100 С, 1 ч250 оС, 830 1120 17,0 65,5 1,35 1035 1305 19,5 63,4 1,05 2 ч – вода ТУ: 950 1250 12 55 0, Таблица 3.6.3 - Влияние режима стабилизации на фазовый состав и свойства штамповок из стали 08Х15Н5Д2Т ВДП Механические свойства Режим термической KCU, KCUср, 0,2, в,,, ост, обработки % МДж/м МДж/м МПа МПа % % 1120 1278 63,5 12,4 1, 660 оС, 6 ч, воздух образцы 1060 1289 63,2 14,4 1,01 1, 660 оС, 6 ч, воздух 1185 1298 62,4 16,0 1, 1000 оС, 1 ч, вода 40 оС 1065 1310 59,0 18,0 0, 450 оС, 2,5 ч, воздух штамповки 0, 1056 1310 59,7 18,0 0, 660 оС, 6 ч, воздух 1100 1267 63,0 16,0 1, 660 оС, 6 ч, воздух образцы 1090 1273 64,4 17,2 1,15 1, Т3=1000 оС, 1 ч, вода 1178 1272 64,8 18,4 1, 40 оС=Т1, 1= 1073 1293 61,7 19,2 1, мин Т2=300 оС, штамповки 1, 3=1,5 ч, воздух.

1043 1288 61,4 20,0 1, 450 оС, 3 ч, воздух ТУ 950 1250 55 12 0, В главе 4 «Опробование режима закалки с РПТС на горячекатаных листах из стали 08Х15Н5Д2Т открытой выплавки, разработка технологии производства холоднокатаных листов с однородной структурой и высокой технологической пластичностью» комплексом методов были исследованы закономерности изменения структуры, фазового состава, текстуры и деформируемости стали после режимов обработки на различных этапах технологической линии производства тонких листов. Установлено, что на качество листов и на свойства металла стали 08Х15Н5Д2Т оказывает влияние практически вся совокупность технологических приемов: при существующем процессе производства листов металл частично теряет технологическую пластичность не только при деформации, но и на таких операциях, как закалка, отжиг, травление, при которых формируется неоднородность и, как следствие, появляются разного рода напряжения, которые и являются причиной потери плоскостности листов при термообработке и низкой пластичности при холодной деформации.

Сильные остаточные напряжения возникают из-за разнородности текстуры структурных составляющих (мартенсита и аустенита) исходного горячекатаного металла, приводящей к неоднородности пластической деформации и неодновременному протеканию –превращения в различных объемах листов при закалке и при холодной прокатке;

из-за концентрационных неоднородностей в результате перераспределения никеля и хрома в двухфазной (+)-области при длительном отжиге, которые вызывают существенное изменение коэффициента расширения;

из–за упрочнения ( 12 %) металла листа при травлении в горячей щелочи при температуре 420 оС.

Неоднородность текстуры горячекатаных листов толщиной (3,54,0) мм проявляется в значительном различии упрочнения наружных и центральных слоев листа (рисунок 4. 1, а). В наружных слоях листов в области обжатий (020) %, соответствующих превращению ост в мартенсит деформации, каких–либо заметных изменений в текстуре мартенсита не происходит, а в средних слоях изменение соотношения между текстурными компонентами наблюдается уже на начальных стадиях деформации (рисунок 4. 2, а, б). Активное формирование текстуры холодной деформации мартенсита в средних слоях начинается одновременно при 45 %, в то время как в наружных слоях это наблюдается только при 60 %. Это хорошо согласуется с зависимостями микротвердости Н =f ( ) (рисунок 4. 1, б).

Для снижения остаточных напряжений и повышения однородности структуры листов из технологии исключен длительный отжиг при 650 оС, закалка заменена на разработанный для штамповок режим закалки с РПТС, травление в горячем травителе - на кислотное при 75 оС, введена холодная деформация с обжатиями =(40 50) %, с обязательным последующим рекристаллизационным отжигом при 950 оС (рисунок 4. 2).

При опробовании закалки с РПТС на 3-х плавках горячекатаных листов были получены положительные результаты: аустенит, о стабилизированный при температуре 350 С, показал не худшую устойчивость к деформации по сравнению с аустенитом ревертированным, полученным при отжиге по старой технологии, пластифицирующий эффект от –превращения во время холодной деформации при наличии ревертированного аустенита выражен несколько меньше.

С учетом результатов проведенных исследований разработан новый вариант технологии получения листов, который обеспечил: 1) более качественную смотку полосы в рулон при загрузке металла в шахтные печи и прогладке на стане;

2) однородный в структурном отношении лист толщиной (1,5 2,0) мм с высокой технологической пластичностью, который может служить наилучшей заготовкой для получения тонкого листа (0,6 0,8) мм с коэффициентом штампуемости, превышающим имеющийся в (1,2 1,5) раза;

3) сокращение трудоемкости термических операций и травления.

Рисунок 4.1 - Распределение Рисунок 4.2 - Зависимость микротвердости по толщине образца полюсной плотности {110}, {200} стали 08Х15Н5Д2Т, прокатанного и {211} мартенсита обжатием в 12 % (a), зависимость в холоднокатаных образцах микротвердости холоднокатаных листов из стали 08Х15Н5Д2Т из этой же стали от степени от степени деформации.

деформации (б).

а - наружный слой, Исх. сост: толщина подката 2,0 мм.

б – средний слой 1 – отжиг 950 оС, 15 мин;

2 – отжиг 950 оС, 15 мин + 610 оС, 4 ч В главе 5 «Разработка способа и технологии получения азотистого аустенита в поверхностных слоях холоднокатаной фольги из коррозионно стойких мартенситно-стареющих сталей» приведены результаты исследования структурных и фазовых превращений, происходящих в стали 08Х15Н5Д2Т после ИПД путем холодной прокатки (ИПД ХП), а также результаты моделирования фазового состава и растворимости азота воздуха при высокотемпературном нагреве в замкнутом объме (ЗО) с воздухом.

Внешнее воздействие (99 %) путем холодной прокатки на сталь 08Х15Н5Д2Т, находящейся в состаренном состоянии, позволило получить фольгу толщиной 30 мкм без промежуточных отжигов и реализовать в ней твердость, в 12 раз превышающую таковую после старения на максимум прочности.

Кроме того, на материале фольги установлено, что ИПД ХП формирует в 3 раза большее количество остаточного аустенита после закалки (рисунок 5. 1,а) по сравнению с таковой после горячей прокатки, ускоряет распад твердого раствора по хрому при старении (рисунок 2. 1 и 5. 2, б, 5).

Стадия выделения обогащенных хромом зон предшествует образованию ревертированного аустенита при старении (рисунок 5. 2, б, 4) и, по всей вероятности, является одним из факторов снижения критической температуры Ан обратного мартенситного –превращения (ОМП) в о интервал температур старения (до 400 С). Снижение критических точек ОМП способствует получению нового структурного состояния: наличие стабильного аустенита в упрочненной -матрице может снизить охрупчивающее действие хромовых зон при старении и уменьшить склонность стали к хрупкому разрушению после старения.

Влияние закалки в замкнутом объме (ЗЗО) на фазовый состав фольг из холоднокатаных сталей и сплавов исследовано с помощью комплекса физических методов и термодинамического моделирования. Процессы, происходящие на границах раздела сплав/воздух и сталь/воздух во время нагрева под закалку, изучены cначала на модельных сплавах Fe-Cr, а затем в сталях. Методом расчета равновесного состава гетерогенной системы при максимальной энтропии (Smax) моделировался процесс окисления, методом расчета растворимости азота в -твердом растворе описывался процесс азотирования. Воздух рассматривался в качестве химически активной окислительной и азотирующей среды. Обработка моделей производилась с помощью программного пакета «АСТРА-4» для высокотемпературных равновесий. Моделирование позволило оценить содержание хрома, никеля в высокотемпературной -фазе и давление азота в газовой среде после окисления (CNi, CCr, PN2), на основе которых рассчитывалась растворимость азота по уравнению изотермы абсорбции Вагнера с применением параметров взаимодействия первого порядка, оценивающих влияние хрома и никеля.

Установлено, что в результате взаимодействия с воздухом во время закалки в ЗО (кварцевой ампуле) на поверхности фольг из ферритных сплавов Fe-Cr образуется оксидная пленка, состоящая из окислов Cr и Fe, структура и количество которой зависят от температуры закалки, давления воздуха в ЗО (Р) и состава сплава. В случае рыхлой структуры пленки и отсутствия шпинели происходит абсорбция азота воздуха с образованием азотистого аустенита ( N), количество которого после закалки изменяется через максимум в зависимости от давления воздуха в ЗО.

Рисунок 5.1 - Влияние температуры старения на: а - количество аустенита ( );

б – мартенситную точку (Мн) в стали 08Х15Н5Д2Т.

Точки на оси ординат - значения величин после закалки с 1000 оС (20 мин) в замкнутом объме. 1- выдержка 1 ч;

2 и 3- 3 ч;

1 и 2 – данные ЯГР;

Мн и Мк – температуры начала и конца -мартенситного превращения Рисунок 5.2 - Влияние продолжительности старения при температурах:

400 оС (1), 425 оС (2) и 475 оС (3) на фазовый состав (а), начало образования ревертированного аустенита (4 б) и хромовых зон (5 б) в стали 08Х15Н5Д2Т.

Точка на оси ординат рис. (а) - значения величин после закалки в замкнутом объме Положение максимума определяется также содержанием хрома в сплаве и растворимостью азота (СN) в высокотемпературной -фазе (рисунок 5. 3). При этом параметр решетки -фазы увеличивается пропорционально содержанию азота в сплаве, -фаза приобретает тетрагональность как в сплавах, так и в стали (рисунок 5. 4).

Оптимальные условия для абсорбции азота воздуха в высокотемпературной -фазе и формирования после охлаждения стабильного азотистого аустенита в сталях различны и существенно зависят от P воздуха, его количества [отношения массы воздуха к массе образца (mг/mтв.)], легирования, а количество N изменяться в пределах от 0 до 100 % (рисунок 5. 5). Варьируя при низких значениях давления воздуха количеством растворенного в -фазе азота, закалкой в замкнутом объме можно изменять фазовый состав и свойства сталей, легированных элементами, имеющими повышенное сродство к азоту.

(211) 4 СN, % (112) 3 0 0,,о 0, 0,040, 10 0,02 Р, МПа Cr,% 0 Рисунок 5.3 - Диаграмма Рисунок 5.4 - Линии (211) и (112) растворимости N мартенсита в стали 08Х15Н5Д2Т c 0,12 % азота в сплавах Fe-Cr (022) % при после закалки температуре 1273 К в замкнутом объме при mг/mтв=0, На основе установленных закономерностей изменения растворимости азота воздуха в высокотемпературной -фазе и формирования фазового состава после закалки в условиях замкнутого объма разработан новый способ термической обработки для получения N в железо-хромистых сплавах и сталях (патент № 2184175), который положен в основу технологии высокотемпературного азотирования азотом воздуха (ВТААВ).

Отличительной особенностью ВТААВ является изменение давления газовой среды, в частности, воздуха, в процессе высокотемпературного нагрева, которое наглядно представлено схемой на рисунке 5. 6. Задаваемое давление,% ВНС Ряд Х Ряд 40 ЭП Ряд Р, МПа 0 0,0008 0,0025 0,005 0,01 0,02 0, на оси ординат: закалка из вакуума 10- Знак Рисунок 5.5 - Влияние давления воздуха на количество аустенита в сплаве Х15 и сталях ЭП56 (15Х16Н4Б), ВНС2 (08Х15Н5Д2Т) воздушной атмосферы (Рисх) в данном объеме при нагреве возрастает до P (точка 1), когда кислород воздуха полностью прореагирует с поверхностью образца, образуя устойчивые оксиды, давление в системе снижается до P N (точка 2). Далее происходит абсорбция азота образцом, при этом давление азота снижается на величину РN2 до P N2(точка 3), при давлении P N наступает устойчивое равновесие между растворенным и газообразным азотом. Для случая, когда абсорбции N не происходит из-за образования на поверхности шпинельной фазы, величина давления PN2 не изменяется (точка 3). Охлаждение приводит к резкому падению давления азота (Pк).

Рисунок 5.6 - Схема изменения давления при термообработке в замкнутом объеме Технология предназ начена для создания покрытий из устойчи вого азотистого аусте нита и может быть использована для получения однофазного структурного состояния в изделиях с тонким сечением. Так как в данной разработке в качестве азотирующей среды используется воздух, процесс азотирования является экономически выгодным и простым в исполнении. Использование азота воздуха также позволяет получать значительную экономию по дорогостоящему дефицитному Ni при создании аналогов коррозионно-стойкой стали. Дополняют преимущества данной разработки отсутствие отходов и агрессивной среды, сохранность окружающей природы. Кроме того, исходное давление воздушной среды замкнутого объема, в котором происходит диффузионное насыщение азотом, ниже атмосферного, задается при комнатной температуре, что снимает необходимость его контроля непосредственно в процессе термической обработки.

Основные результаты и выводы Изучена природа, выявлены причины нестабильности уровня ударной 1.

вязкости и низкой технологической пластичности в крупногабаритных полуфабрикатах из стали 08Х15Н5Д2Т, которые обусловлены участием как наследственных, так и приобретенных при термомеханической обработке факторов и которые приводят к неоднородности структуры, фазового состава и свойств на всех этапах технологического передела (переплавы, горячая деформация, термическая обработка, холодная деформация и др.).

Исследована химическая и структурная неоднородность 2.

металлургического характера, которая проявляется в виде нестабильности химического состава по никелю, титану и сопровождается наличием ликвационного аустенита в структуре штампованных полуфабрикатов (полосчатость), разнозернистостью, различной склонностью к росту зерна при нагреве, фазовой неоднородностью (соотношение аустенита и мартенсита). Экспериментально доказано, что двойной предварительный отжиг, применяемый в технологии ТО штампованных полуфабрикатов, снижает неоднородность в ликвационной зоне по никелю на 40 % за счет межфазной диффузии в ( )-области.

Установлено влияние электрошлакового и вакуумно-дугового 3.

переплава на химический состав, структурно-чувствительные характеристики расплава, выявлена наследственная связь кинематической и плотности d с уровнем ударной вязкости. Кристаллизация вязкости расплава с низкими значениями и d стали ВДП обусловливает уменьшение ударной вязкости в два раза по сравнению со сталью ЭШП. На атомном уровне показано, что структура расплава стали ВДП неравновесна перед кристаллизацией, характеризуется гистерезисом структурно-чувствительных характеристик (кинематической вязкости, электросопротивления), низкими значениями плотности и бльшими межатомными расстояниями по сравнению со сталью ЭШП и неоднородна по титану. Показано, что вакуумно-дуговой переплав, снижая уровень газов-аустенитообразователей (азота, водорода), формирует после термоупрочняющей обработки малое (05) % количество остаточного аустенита в структуре.

4. Установлены температурные и временные зависимости изменения ударной вязкости в интервале температур отпуска и старения (375 475) оС и построены сериальные кривые ударной вязкости стали двух переплавов, из которых следует, что, несмотря на низкий уровень остаточного аустенита и ударной вязкости после закалки, сталь ВДП более надежна после 1,5 ч старения на максимум прочности (425 450) оС (работа развития трещины КСV в 2 раза выше по сравнению со сталью ЭШП) и что процессы, влияющие на снижение ударной вязкости, развиваются гораздо медленнее и не имеют ярко выраженного характера, как в стали ЭШП, в которой уже за первые 2,5 ч старения степень снижения КCU достигает величины порядка 1,65 МДж/м2 и независимо от количества остаточного аустенита определяется элементами внедрения, которых в стали ЭШП в 2-3 раза выше.

Показано, что вязко-хрупкий переход (порог хладноломкости- Т к 0,5 ) в стали KCU обоих переплавов после закалки происходит плавно, без выраженного порога, старение в интервале температур (400 475) оС выявляет порог, резкость его проявления зависит от температуры старения и она максимальна в стали ЭШП при (425 450) оС. Добавка никеля в сталь ЭШП в количестве 0,25 % эффективно снижает порог Т к 0,5 и склонность стали к хрупкому KCU разрушению при понижении температуры.

Установлены закономерности изменения уровня ударной вязкости в 4.

зависимости от содержания титана в плавке в пределах (0,02 0,20) % и отношения титана к углероду после старения на максимум прочности.

Показана роль свободного углерода (в твердом растворе) в перекристаллизации стали. Установлены пределы легирования стали титаном: допустимое содержание титана в плавках должно составлять не выше 0,1 %, а отношение титана к углероду быть близким к 1 ед. Это условие позволяет максимально сохранять азот и углерод в твердом растворе, обеспечивая в структуре мелкое зерно (9 11балла), высокое (24 %) содержание остаточного аустенита и необходимый уровень ударной вязкости.

Теоретически и экспериментально установлено, что разнородность 5.

плавок по титану определяет неодинаковое количество вторичных фаз, выделяющихся в интервале температур (1200 500) оС при замедленном охлаждении с высоких температур нагрева в виде карбидов и пленообразных карбонитридов. Выполнена количественная оценка влияния содержания титана, элементов внедрения (азота и углерода) на состав фаз и их массовую долю. Состав карбонитридов, представляющий собой твердый раствор (TiN-TiC), не постоянен, зависит от температуры переохлаждения. При температуре 950 оС соотношение нитрида и карбида в них составляет 62:1 в стали ЭШП и 45:1 в стали ВДП. С понижением температуры твердый раствор обедняется карбидом и при 700 оС практически состоит из TiN, а углерод при этом связывается только с хромом, образуя карбид Cr23С6.

Карбонитриды образуют на границах первичного аустенитного зерна сетку и, являясь концентраторами напряжений, снижают ударную вязкость.

Степень развитости сетки и непостоянство состава фаз диктует нестабильность характеристики ударной вязкости. Критическая скорость охлаждения для сечений порядка 60 мм составляет 27 о /мин.

Изучена неоднородность по хрому в интервале температур 6.

(300 500) оС, возникающая в результате распада (Fe-Cr-Ni)-матрицы на два твердых раствора различной легированности до образования зон чистого хрома, размер которых в исследуемой стали достигает не более 5 нм.

Кинетика выделения зон имеет С-образный характер с минимумом инкубационного периода при 475 оС. Внесение напряжений во время эксплуатации, деформация ускоряют распад твердого раствора. Хромовые зоны вызывают закрепление дислокаций, повышают твердость, порог хладноломкости, а также, взаимодействуя с атомами азота и углерода, приводят к снижению сопротивления стали ударным нагрузкам.

Выявлена неоднородность текстуры мартенсита и аустенита, а 7.

также распределения твердости по толщине листа из стали открытой выплавки после горячей и холодной деформации. Установлено, что причина потери плоскостности листов при термообработке и высокого сопротивления при холодной деформации заключается в высоких остаточных напряжениях, возникающих из-за разнородности текстуры мартенсита и аустенита исходного металла;

из-за концентрационных неоднородностей, формирующихся при отжиге в двухфазной (+)-области;

из–за упрочнения металла листа ( 12 %) при горячем травлении. Показано, что текстурную неоднородность исходного горячекатаного листа можно исключить ведением холодной деформации с обжатиями на (40 50) % и последующим рекристаллизационным отжигом.

Научно обоснован режим закалки, отличный от используемого 8.

регулируемыми параметрами тепловой стабилизации, который позволил формировать остаточный аустенит в количестве, необходимом для снижения негативного влияния как металлургических, так и технологических факторов на уровень ударной вязкости в штампованных полуфабрикатах.

9. На основе результатов проведенных исследований:



Pages:   || 2 |
 




 
2013 www.netess.ru - «Бесплатная библиотека авторефератов кандидатских и докторских диссертаций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.