Содержание к диссертации
Введение
Глава I Состояние вопроса 6
1 Коррозионностойкие стали различного структурного состояния 6
1.1 Аустенитные стали 6
1.2 Мартенситные стали 6
1.3 Стали переходного класса 10
2 Азотосодержащие стали 14
2.1 Влияние термической и пластической обработки на структуру и свойства азотосодержащих сталей
2.1.1 Аустенитные азотосодержащие стали 18
2.2.1 Азотосодержащие коррозионностойкие стали мартенситного класса 21
3 Стали со сверхравновесным содержанием азота 22
4 Коррозионностойкие стали, легированные С + N 25
5 Влияние азота на свариваемость сталей 26
6 Выплавка азотосодержащих сталей 27
Постановка и задачи исследования 29
Глава II Материал и методика исследований 31
1 Выплавка высокопрочных коррозионностойких сталей 31
с равновесным и повышенным содержанием азота
1.1 Стали с содержанием азота до 0,10 % 32
1.2 Стали с повышенным содержанием азота (более 0,10 %) 34
2 Горячая деформация слитков и термическая обработка полуфабрикатов сталей 38
3 Получение прутков и листов методом ВТМО 38
4 Исследование фазового состава 39
5 Исследование механических и коррозионных свойств 40
6 Анализ микроструктуры 43
7 Сварка азотосодержащих сталей 43
7.1 Сталь ВНС-73 с содержанием азота до 0,10 % 43
7.2 Сталь ВНС-72 с повышенным содержанием азота 44
Результаты эксперимента 45
Глава III Оптимизация химического и фазового состава при выплавке в открытой печи высокопрочных коррозионностойких сталей с повышенным азотом с целью получения максимально возможного количества азота
1 Выплавка сталей с содержанием азота до 0,10 % 46
2 Выплавка сталей с повышенным содержанием азота более 0,10 % 48
2.1 Стали мартенситного и аустенитно-мартенситного класса 48
2.2 Сталь аустенитного класса 60
Выводы по главе III 62
Глава IV Внедрение результатов исследования в промышленность 64
Выводы по главе IV 68
Глава V Разработка способов упрочнения коррозионностойких азотосодержащих сталей
1 Исследование влияние высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) на структуру и физико-механические свойства сталей с повышенным содержанием азота
1.1 Влияние ВТМО на свойства высокоазотистой стали аустенитного класса 70
1.2 Влияние ВТМО на сталь переходного класса ВНС-72 83
1.3 Влияние ВТМО на сталь переходного класса ВНС-72 90
промышленного производства
2 Разработка режимов термообработки с целью повышения механических свойств азотосодержащих сталей промышленных плавок
2.1 Термоциклическая обработка азотосодержащих сталей 96
2.2 Влияние промежуточного отжига 105
Выводы по главе V 114
Глава VI Исследование влияния сварки на структуру, механические и коррозионные свойства азотосодержащих сталей
1 Исследование свойств сварных соединений стали ВНС-73 117
2 Исследование свойств сварных соединений стали ВНС-72 122
Выводы по главе VI 125
Общие выводы по работе 127
Список литературы
- Мартенситные стали
- Коррозионностойкие стали, легированные С + N
- Горячая деформация слитков и термическая обработка полуфабрикатов сталей
- Стали мартенситного и аустенитно-мартенситного класса
Мартенситные стали
Упомянутые выше стали ВНС-5, ВНС-43, ВНС-9 и сталь зарубежного производства AM 355 содержат до 0,10 % азота. Введение этого элемента в качестве легирующего, рассматриваемого ранее как вредная примесь, является перспективным направлением в технологии получения новых высокопрочных коррозионностойких сталей [15]. В данном качестве азот стал рассматриваться после 40-х годов прошлого века, хотя взаимодействие этого элемента со сталью изучалось в течение всего 20 века, первые исследования которого были проведены русскими учеными Н. П. Чижевским [16] и И. И. Жуковым [17].
Частичная замена углерода азотом позволяет несколько снять напряжения, наведенные термической обработкой и деформацией. Такая сталь приобретает повышенные по сравнению с углеродистыми сталями пластические характеристики. Например, высокопрочная коррозион-ностойкая сталь переходного класса ВНС-65 [18] содержит суммарное количество углерода и азота 0,27 % и имеет фазовый состав, состоящий из 80-85 % мартенсита и 20-15 % остаточного аустенита без дельта-феррита, благодаря чему сталь обладает высокой прочностью 1700 МПа и одновременно высокой трещиностойкостью (Kic=l45 МПал/m). Сталь ВНС-65 характеризуется высокой стойкостью к коррозионному растрескиванию в камере солевого тумана КСТ-35, детали из которой могут работать в контакте с деталями из титанового сплава со смазкой [19].
Характер распределения углерода и азота в стали, их влияние на электронную структуру, термическую стабильность различны. Эти эффекты связывают с различным соотношением ко-валентной и металлической составляющих сил связи и с различием механизма переноса заряда [20].
Азот в кристаллической решетке железа проявляет тенденцию к упорядочению, т.е. не склонен к ликвации, тогда как углерод склонен к кластерообразованию [21]. Из-за наличия сильных межатомных связей между хромом и азотом появляется тенденция к равномерному распределению азота в кристаллической решетке железа, а также хрома - основного легирующего элемента в коррозионностойких сталях.
Выдвинуто предположение [21], что уже при нагреве под закалку идет процесс гетероге-низации структуры: атомы углерода неравномерно распределяются в твердом растворе, их концентрация по границам зерен больше, чем в самом зерне; эта разница тем больше, чем выше температура нагрева стали под закалку и больше углерода в стали. При достаточно быстром охлаждении карбидов хрома не образуется, но твердый раствор уже подготовлен к их быстрому образованию при последующем нагреве или замедленном охлаждении (особенно в крупных деталях и сварных деталях).
Неравномерность распределения углерода в закаленном на твердый раствор образце подтверждается радиографическими исследованиями изотопов С в работе [21].
Внедрение азота в сталь позволяет отказаться или сократить содержание дорогих легирующих элементов и повысить механические и коррозионные свойства. Содержание лишь одного углерода до 0,3 % приводит к снижению пластичности и сопротивлению хрупкому разрушению. При суммарном содержании углерода и азота, равном 0,3 %, возможно сохранение характеристик прочности и увеличение пластичности и вязкости одновременно. По сравнению с безазотистыми сталями стали с азотом обладают повышенной на 25-35 % прочностью при сохранении высоких значений пластичности (8 50 %, \/ 70 %) [22]. Некоторые исследователи [23] полагают, что коррозионностойкие азотосодержащие стали мартенситного класса могут заменить легкие сплавы, отвечая требованиям по нескольким позициям: 1. низкая стоимость, доступность шихтовых материалов, отсутствие вредных факторов при производстве таких сталей; 2. хорошая обрабатываемость и свариваемость; 3. высокие механические свойства (прочность, пластичность, трещиностойкость); 4. долговечность и эксплуатационная надежность и т.д.
В. Г. Гаврилюк и Н. Berns [24] дали объяснение механизмов упрочнения сталей с азотом на физическом уровне на основе исследований электронной структуры, ближнего атомного порядка, энергии дефектов упаковки, распределения дислокаций и их взаимодействия с примесными атомами, фазовых превращений и распада пересыщенных твёрдых растворов, влияния способа, температуры и степени деформации на предел текучести.
В работе [25] показано, что увеличение концентрации свободных электронов за счет легирования стали азотом способствует ближнему упорядочению атомов в твердом растворе, в то время как локализация электронов на атомных узлах приводит к ближнему расслоению и образованию кластеров.
Легирование азотом аустенитных сталей увеличивает прирост прочности при деформации в результате интенсивного двойникования [25]. Замена углерода азотом в аустенитных сталях повышает степень химической однородности аустенита, что позволяет получить стабильные ГПК твёрдые растворы с повышенным содержанием азота, что не недостижимо в углеродистых сталях из-за выделения карбидов хрома. Распределение атомов легирующих элементов в аустените наследуется при мартенсит-ном превращении, вызывая стабильность мартенсита к фазовым превращениям при отпуске и, соответственно, сдвиг реакций выделения в область повышенных температур, малый размер выделяющихся частиц и высокую твёрдость отпущенного азотистого мартенсита [25].
Наибольшую трудность при производстве азотистых сталей вызывает получение плотных слитков из-за возможности образования усадочных раковин и пузырей, в связи с чем легирование азотом ограниченно.
Повышенное содержание азота (до 0,5-0,6 %) можно получить при открытой выплавке в коррозионностойких хромоникелевых сталях аустенитного класса. Стали с такой структурой на сегодняшний день наиболее широко изучены и активно применяются в различных отраслях промышленности (авиация, судостроение, медицина и др.).
Примерами аустенитных коррозионностойких сталей является немецкая сталь 1.3964 (03Х20Н16Г5МЗАБ) [26] и сталь разработки ЦНИИчермет им. И.П. Бардина НН-ЗБ (08Х18Н5Г12АБ) [27], которые используются для изготовления гребных валов, крепежа палубных винтов и механизмов и т. д., аустенитная коррозонностойкая сталь США, содержащая 0,2-0,8 % азота [28] и обладающая прочностью 1000 МПа и стойкостью к коррозионному растрескиванию в хлоридных средах.
Сталь 1.3964 характеризуется пределом текучести оо,2 430 МПа, ударной вязкостью KCU 70 Дж/см и высоким сопротивлением коррозионному растрескиванию в морской воде, успешно применяется в корпусном судостроении.
Отечественная сталь НН-ЗБ обладает более высоким пределом текучести зо,2 490 МПа, но из-за недостаточно хорошей свариваемости и склонности к межкристаллитнои коррозии применение этой стали в судостроительстве ограничено.
Для трубопроводов гидросистем высокого давления летательных аппаратов, работающих во всеклиматических условиях в контакте с авиационными гидрожидкостями при температурах от -70 до 300 С разработана аустенитная азотосодержащая высокопрочная коррозионностойкая сталь ВНС-53ПД (08Х21Г11АН6) сов 980 МПа [29]. Сталь ВНС-53 помимо прочностных характеристик превосходит стали аналогичного назначения 12Х18Н10Т и ВНС-2 по показателям выносливости при сохранении хорошей пластичности и технологичности [15].
Химический состав и механические свойства некоторых азотосодержащих сталей аустенитного класса представлены в таблицах 7 и 8 [26, 27, 29].
Коррозионностойкие стали, легированные С + N
В России на сегодняшний день получить промышленные высокоазотистые стали путем выплавки под избыточным давлением не представляется возможным из-за отсутствия необходимого оборудования. При выплавке в вакуумных печах из стали удаляются углерод и азот, поэтому выплавку стали с повышенным азотом проводили в открытых индукционных печах.
Для сталей мартенситного и переходного классов, содержащих Сг 14-15 % и Mn 0,5-1,0 %, а также аустенитных сталей максимальное усвоение азота без каких-либо трудностей при выплавке в открытой печи возможно до 0,10 % (для мартенситного и переходного классов) и 0,4-0,5 % (для аустенитных сталей) [65]. Превышение этих значений способствует удалению азота из металла при его кристаллизации с образованием в затвердевшем слитке газовых пузырей по всему объему.
Для получения плотного слитка стали с повышенным содержанием азота необходимо легирование элементами, имеющими сродство к азоту, т. е. образующие с ним соединения -нитриды. Наибольшим сродством к N обладает хром и марганец. Образовавшиеся при охлаждении в процессе выплавки нитриды распадаются при нагреве под закалку стали, и после быстрого охлаждения стали атомарный азот остается в решетке твердого раствора, что способствует упрочнению металла.
Большинство элементов снижают температуру мартенситного превращения; чем больше легирована сталь, тем больше в ее структуре аустенита. Управление структурой стали начинается в процессе выплавки, сопровождаемой контролем по магнитной пробе на приборе ИФСС, который определяет фазовый состав [14, с. 171].
В зависимости от требуемых механических свойств необходимо определить оптимальный фазовый состав стали. Например, для деталей, подвергающихся ударным нагрузкам, наиболее целесообразно иметь структуру с регламентированным содержанием остаточного аустенита. Кроме того, такие стали могут быть легированы около 14-15 % хрома, который, во-первых, удерживает азот в стали, а во-вторых, повышает коррозионную стойкость материала. Данная работа была проведена с целью изыскания способа удержания азота, введенного в сталь при открытой выплавке, проведения исследования влияния углерода и азота на фазовый состав и механические свойства. По полученным результатам установить оптимальный химический состав стали, который обеспечивает заданный фазовый состав, максимальное усвоение азота с получением плотных, без газовых пузырей и пор, слитков и высокий уровень механических свойств.
Выплавка стали мартенситного и аустенитно-мартенситного классов с азотом в количестве не более 0,10 % не представляет большой трудности. Содержание таких элементов, как хром, марганец в этих сталях обеспечивает полное усвоение азота. Однако не всякий способ подходит для производства таких сталей. Например, выплавка в вакуумной печи способствует удалению азота и углерода из жидкого металла.
Был опробован способ выплавки высокопрочной коррозионностойкой стали с 0,19 % С и 0,07 % N в вакуумной печи под давлением азота 400-600 мм рт ст.
Завалку основных элементов стали (железо, хром, молибден, кобальт, марганец) и их расплавление проводили под вакуумом для удаления вредных газов. Затем добавляли углерод и элемент-раскислитель кальций, после чего проведена подача в печь газа - азота - с последующим введением азота в виде азотированного феррохрома, а также остальных легирующих элементов.
В таблице 18 приведен заданный и полученный химический состав по углероду и азоту экспериментальной стали.
Полученный 0,19 0,094-0,10 Сталь, выплавленная описанным способом, содержала на 0,03 % азота больше, чем было введено. Увеличение количества азота произошло, вероятно, вследствие усвоения его из азотной среды над расплавом. При этом слиток стали содержал множественные поры.
Наиболее оптимальным методом выплавки для сталей, упрочняемых углеродом и азотом в количестве до 0,10 %, является выплавка в открытой индукционной или дуговой печи.
Указанным способом выплавлены плавки стали ВНС-73, где получено заданное количество азота до 0,07 %. Слитки стали ВНС-73 получены плотные без дефектов в виде пор.
Сталь ВНС-73 выплавляется с контролем фазового состава по прибору ИФСС. Оптимальный фазовый состав стали, полученный при выплавке, обеспечивает наилучший комплекс механических свойств после упрочняющей термической обработки.
Для установления оптимальных значений намагниченности литых проб, при которых достигаются высокие параметры, проведены исследования влияния фазового состава на свойства стали.
Образцы из полученных лабораторных плавок стали ВНС-73 (№/№ 44, 54, 6, 9) с различным фазовым составом после упрочняющей термической обработки, состоящей из закалки с температуры растворения карбидов, обработки холодом и низким отпуском, подвергли механическим испытаниям на растяжение и ударную вязкость. Результаты испытаний представлены в таблице 19.
Из таблицы 19 видно, что плавка № 54, содержащая 7 % остаточного аустенита и выплавленная на значения магнитности литых проб 165 «mkA», «показала» самые низкие значения ударной вязкости при испытании образцов с трещиной за счет малого количества остаточного аустенита. Во всех остальных плавках наблюдается сочетание высокой прочности, пластичности и вязкости.
Заданный уровень прочности ав 1370 МПа наряду с высокой пластичностью и вязкостью обеспечивает сталь с магнитностью литых проб 130-145 «mkA». Таблица 19
Механические свойства, фазовый состав после упрочняющей термообработки и магнитность литых проб лабораторных плавок стали ВНС- № плавки ов, МПа МПа 5,% м/,% кси,Дж/см кст,Дж/см Количество остаточного аустенита после упрочняющей термообработки, % Магнитность литых проб, «mkA»
Для определения максимально возможного содержания азота (более 0,10 %) в сталях переходного и мартенситного класса, выплавляемых в открытой печи, был проведен эксперимент на лабораторных плавках сталей ВНС-72 и ВНС-74, в которых варьировалось содержание основных азотоудерживающих элементов - хрома от 14,01 до 15,5 % и марганца от 0,60 до 0,87 %, также проанализировано влияние некоторых других элементов на усвоение азота. Выплавка стали проводилась с контролем фазового состава по магнитной пробе на приборе ИФСС. На рисунке 8 представлены фазовые диаграммы стали ВНС-72, построенные термодинамической программой «Thermo-calc», которые показывают изменение фаз от количества азота и температуры при неизменном химическом составе по остальным элементам.
При охлаждении слитка, содержащей С = 0,15 %, Сг = 14 %, Мп = 0,6 %, Ni = 4,5 % и N 0,10 %, в металле неминуемо образуется газ (рисунок 8 а), обогащенный азотом, в результате которого в затвердевшем слитке появляются газовые поры.
При увеличении содержания хрома и марганца до 15 и 1,5 %, соответственно, возможно увеличения количества азота до 0,13 % без образования пор (рисунок 8 б).
На основании полученных данных химического анализа выплавленных плавок и термодинамического анализа фаз стали ВНС-72 были построены графики зависимости содержания азота в стали от содержания хрома и марганца (рисунок 9 а и 9 б). Из рисунка видно, что азот имеет с хромом и марганцем прямую зависимость: увеличение хрома/марганца способствует увеличению растворения азота в стали.
Горячая деформация слитков и термическая обработка полуфабрикатов сталей
Для сталей мартенситного класса процесс ВТМО включает в себя горячую пластическую деформацию стали в аустенитном состоянии по режимам, создающим специальную субструктуру аустенита с повышенной плотностью дефектов, и последующую закалку на мартенсит с температуры горячей деформации. При мартенситном превращении такого аустенита его субструктура наследуется мартенситом, что обеспечивает получение оптимального структурного состояния мартенсита и высокий комплекс механических свойств и характеристик надежности, недостигаемых при обычной термической обработке [72, с. 695].
Режимы ВТМО стали ВНС-72 переходного класса с повышенным содержанием азота устанавливались, исходя из результатов исследований на клиновидных образцах размером 2х 10 х 100 мм. Изучение клиновидных образцов после прокатки в интервале температур 700-1100 С показали, что образцы, независимо от температуры и степени деформации, при прокатке не разрушились, равномерно деформировались вдоль и поперек направления прокатки без образования трещин.
На рисунке 26 показаны графики, построенные по результатам измерения твердости клиновидных образцов после ВТМО с последующей обработкой холодом и низким отпуском. Во всем интервале температур и при разных степенях обжатия при прокатке получена высокая твердость образцов 50-56 HRC. Твердость образцов после прокатки при 1100, 750 и 700С оказалась ниже, чем у образцов, прокатанных при температурах от 800 до 1050С, что связано, по-видимому, с повышенным содержанием аустенита после деформации при 1100С вследствие обогащения его атомами легирующих элементов, а при температурах 700 и 750С - в связи с выделением карбидов.
Твердость клиновидных образцов стали ВНС-72 при прокатке при температурах от 700 до 1100 С со степенями обжатия от 10 до 80 % На основе измерения интегральной ширины дифракционных линий можно выявить механизм формирования высокопрочного состояния стали при различных режимах ВТМО.
Рентгеноструктурным анализом установлено, что при температуре деформации 700-800 С и степени деформации 50-70 % основной вклад в упрочнение дает аустенит. При более высокой температуре и более высокой степени деформации основной вклад в упрочнение стали вносит мартенсит. Эти эффекты можно оценить по изменению значений интегральной ширины дифракционных рефлексов аустенита и мартенсита (рисунок 27, 28), зафиксированных после охлаждения стали, которая пропорциональна плотности дефектов их кристаллической решетки. Например, значение интегральной ширины дифракционных рефлексов аустенита при температуре деформации 700 С и степени деформации 70 % составляет 1,25, а мартенсита - 1,95. При температуре 900 С с обжатием 70 % ширина рефлексов аустенита- 1,85; мартенсита- 1,25.
Степень деформации, % Рисунок 28 - Зависимость ширины рефлексов (211) а-фазы и (311) у-фазы от степени деформации при температуре прокатки 850 С
С ростом температуры деформации плотность дефектов аустенита снижается из-за интенсификации с температурой релаксационных процессов (рисунок 27). Область температур деформации 700-800 С является областью обратного мартенситного превращения стали ВНС-72 (ближе к точке Ак), где происходит активное перераспределение легирующих элементов с образованием нового аустенита. В то же время интенсифицируются процессы выделения хрома, углерода, азота и связывания их в карбонитриды. Твердый раствор аустенита прямого у-а-превращения в процессе прокатки, не обогащенный легирующими элементами, легко превращается при охлаждении в мартенсит, также обедненный углеродом и азотом, что снижает искажение его кристаллической решетки. Реверсивный аустенит, образованный при обратном а -у-превращении, наоборот, обогащен легирующими элементами, поэтому является стабильным при комнатной температуре. В этом случае вклад в упрочнение вносит аустенит за счет полученных дефектов деформации, а также за счет фазового наклепа, вызванного мартенситным превращением.
При температуре ВТМО 850 С плотность дефектов обеих фаз увеличивается (рисунок 28) в результате усиления деформационного наклепа. С ростом температуры деформации плотность дефектов аустенита снижается из-за интенсификации с температурой релаксационных процессов. Повышение плотности дефектов мартенсита в интервале 700-900 С (рисунок 27) можно объяснить увеличением количества аустенита и, соответственно, ростом протяженности границ раздела а/у, где концентрируется большое количество несовершенств кристаллической решетки мартенсита. Резкое «падение» значений ширины рефлексов мартенсита при более высоких температурах вызвано, вероятно, снижением количества дефектов, унаследованных от аустенитной матрицы и снижением доли распавшейся у-фазы в результате ее стабилизации растворенными атомами легирующих элементов. В этом случае вклад в упрочнение стали вносит деформированный и фазонаклепанный аустенит.
На основании проведенного исследования подтверждена возможность получения стали ВНС-72 с высокой прочностью и твердостью не менее 50 HRC, используя эффект ВТМО.
При выборе температуры деформации стали ВНС-72 руководствовались возможностью получения мелкого зерна и наиболее полного растворения карбонитридов, которые снижают технологичность, механические и коррозионные свойства стали после охлаждения. На рисунке 29 приведена зависимость размера зерна от температуры прокатки при деформации 60 %. Наименьший размер зерна достигается при температуре деформации, лежащей в интервале 1000-1100 С. Изменение размера зерна в значительной мере обусловлено процессами динамической и собирательной рекристаллизации.
Температурой начала деформации была выбрана 1050 С, которая позволяет получить мелкое зерно и полное растворение карбонитридов. Более высокая температура деформации уменьшает объемную долю полигонизованной субструктуры, размер субзерен возрастает, падает плотность дислокаций, а статическая рекристаллизация получает все большее развитие [70, с. 399].
Конечная температура деформации металла при ВТМО принята не ниже 850 С во избежание выделения карбонитридов по границам зерен.
Согласно работам [74, 75, 76, 77] быстрое охлаждение после деформации фиксирует нерекристаллизованное состояние аустенита, поэтому охлаждение стали ВНС-72 после ковки/прокатки проводили в воде.
Последующая обработка холодом инициирует дальнейшее превращение аустенита в мартенсит, а низкий отпуск - отпуск мартенсита.
Описанная технология ВТМО включает в себя традиционные для переходных сталей операции упрочняющей термообработки: обработку холодом и низкий отпуск, что позволяет прогнозировать высокие механические свойства металла после ВТМО.
В таблице 30 представлены данные испытаний на растяжение при комнатной температуре, в таблице 31 - результаты испытаний на ударную вязкость при 20 и -70 С образцов исследуемых лабораторных плавок 10 и 35, полученных после ВТМО (степень обжатия составила 68 %) и после обычной горячей деформации (ковки) с охлаждением на воздухе после ковки, последующей закалкой, обработкой холодом и отпуском.
Высокий предел текучести (таблица 30) плавки 10, выплавленной на 155 «mkA», связан с ее структурой, состоящей после деформации из 92-94 % мартенсита.
Результатами испытаний на ударную вязкость при температуре -70 С образцов плавок 10 и 35 стали ВНС-72 после ВТМО показано снижение температуры хрупко-вязкого перехода по сравнению данными полученными при испытании образцов после обычной термообработки (таблица 31).
В стали после ВТМО увеличено количество остаточного аустенита, связанное с его стабилизацией, возникшей из-за сильного нарушения правильности строения исходной фазы, которое затрудняет рост мартенситных кристаллов [68, с. 222].
Образцы из стали ВНС-72 после ВТМО подвергли травлению на зерно для исследования микроструктуры. На рисунке 30 представлена микроструктура образца в виде текстуры (видны вытянутые в сторону направления горячей деформации зерна мартенсита и аустенита).
Стали мартенситного и аустенитно-мартенситного класса
Следующий нагрев под закалку при 1050 С растворяет карбонитриды, однако, на их месте остаются сегрегации атомов легирующих элементов, входящих в состав фаз, которые тормозят рост зерен (рисунок 40) и сдвигают температуру рекристаллизации к более высоким температурам.
Наличие сегрегации косвенно подтверждается рентгеноструктурным анализом (таблица 40): период решеток а- и у-фаз после стандартной термообработки, включающей в себя закалку с температуры растворения карбонитридов 1050С, обработку холодом и низкий отпуск при 200 С выше по сравнению с периодом решеток после термообработки с промежуточным отжигом. Более полное растворение карбонитридов при температуре закалки 1050 С при обычной термообработке повышает содержание остаточного аустенита.
Периоды решеток образцов 2 и 4 (термообработка: промежуточный отжиг + завершающая закалка с пониженной температуры 1020 С и закалка с пониженной температуры 1020 С без промежуточного отжига соответственно) мало различны (таблица 40). Многократное чередование «закалка - обработка холодом - отжиг» в режиме «4», приведшее, по-видимому, к стабилизации остаточного аустенита, а также неполное растворение карбонитридов в результате недостаточной температуры закалки, обедняющее твердый раствор углеродом и азотом, способствовало получению пониженных прочностных характеристик.
Выводы по главе V
1. Термодеформационная обработка аустенитной азотосодержащей стали 04Х21Г1ШЗАМФ приводит к существенному увеличению прочностных характеристик при всех режимах деформации по сравнению с обычной термообработкой (закалкой).
2. Наилучшее сочетание прочность-пластичность-ударная вязкость стали 04Х21Г1ШЗАМФ достигается при ВТМО при температурах 1050-1100 С: повышенные температуры ковки/прокатки способствуют более интенсивному растворению карбонитридов, а также росту субзерен. С увеличением размеров последних связано развитие процессов динамической полигонизации, увеличивающих вязкость стали.
3. В чисто аустенитной плавке 5 стали 04Х21Г1ШЗАМФ структура состоит из равноосных и полосчатых субзеренных фрагментов без рекристаллизации при всех температурах ВТМО. В плавках 3 и 4, содержащих 6 % 8ре, обнаружены при всех температурах деформации рекристаллизованные зерна, дельта-феррита, так как температура рекристаллизации этой фазы вследствие ее меньшей легированности ниже, чем аустенита.
4. Рентгеноструктурное исследование ширины рефлексов а- и у-фаз после ВТМО стали переходного класса ВНС-72 с повышенным содержанием азота показало, что при деформации при температурах 850-900 С вклад в упрочнение стали вносит мартенсит за счет структуры, полученной при мартенситном превращении деформированного аустенита, и увеличения дефектов кристаллической решетки а-фазы из-за роста протяженности границ раздела а/у. Рост протяженности границ раздела мартенсита и аустенита связан с увеличением количества у-фазы. Дальнейшее увеличение температуры деформации вызывает релаксационные процессы, плотность дефектов обеих фаз падает, при этом в стали сохраняется повышенное количество фазонаклепанного аустенита. В этом случае вклад в упрочнение стали дополнительно вносит аустенит.
5. Разработаны режимы ВТМО экономнолегированной стали ВНС-72, включающие нагрев под деформацию при температуре растворения карбонитридов, быстрое охлаждение в холодной воде, обработку холодом и низкий отпуск. Степень деформации - 50-75 %.
6. Показано, что ВТМО стабилизирует аустенит, затрудняя его превращение в мартенсит при охлаждении стали, однако, при этом фазонаклепанная у-фаза вносит существенный вклад в упрочнение стали, кроме мартенсита.
7. Применение ВТМО позволило повысить прочностные характеристики стали, особенно предел текучести, а также повысить ударную вязкость.
После ВТМО сталь ВНС-72 обладает следующими механическими свойствами: ов = 1730-1750 МПа, а0;2 = 1350-1380 МПа, 5 = 22-25 %, \\/ = 53-59 %, KCV = 86-91 Дж/см2.
Показано, что ВТМО повышает сопротивление коррозионному растрескиванию по сравнению с термообработкой по стандартному режиму (закалка, обработка холодом, отпуск).
8. Исследование влияния термоциклической обработки на структуру и свойства стали ВНС-72 выявило, что увеличение числа циклов измельчает структуру, однако, прочность стали зависит от режимов термообработки. Кратковременное термоциклирование в области старения при 500 С вызывает увеличение предела текучести, что характерно при старении, а в области обратного а у-превращения 660 С - снижение всех характеристик прочности. Последний случай имеет место быть в результате выделения карбонитридов при температуре ТЦО 660 С и обеднение, вследствие этого, твердого раствора атомами внедрения.
. Исследовано влияние промежуточного отжига при 625-650 С стали ВНС-72 между циклами «закалка с температур от 1000 до 1050 С + обработка холодом». Замечено, что применение отжига измельчает зерно с 80 до 65 мкм при закалке с 1000-1020 С и со 100 до 73 мкм после закалки с 1050 С.
. Установлен режим термообработки, повышающий прочность стали ВНС-72 с повышенным содержанием азота до ав = 1750 МПа: [закалка с температуры растворения карбонитридов 1050 С + обработка холодом] + двукратный отжиг при 650 С + [закалка с 1050 С + обработка холодом] + низкий отпуск. Повышение прочности можно объяснить измельчением зерна, сдвигом температуры рекристаллизации к более высоким температурам, а также небольшим снижением количества остаточного аустенита. Такие эффекты связаны с образованием при отжиге карбонитридов, которые действуют как включения и оставляют сегрегации углерода, азота и хрома после своего растворения.
. Наличие сегрегации косвенно подтверждается рентгеноструктурным анализом: период решеток а- и у-фаз после стандартной термообработки, включающей закалку с температуры растворения карбонитридов 1050 С, обработку холодом и низкий отпуск при 200 С несколько увеличен по сравнению с периодом решеток после термообработки с промежуточным отжигом. Более полное растворение карбонитридов в аустените при обычной термообработке усиливает стабилизацию аустенита.
