Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Структура и свойства коррозионно-стойких хромоникелевых мартенситных и мартенситно-аустенитных сталей высокой и повышенной прочности (литературный обзор) 6
1.1 Влияние легирующих элементов, термической обработки и пластической деформации на структуру и свойств углеродосодержащих сталей 6
1.2 Влияние легирования, термической обработки и пластической деформации на структуру и свойств азотосодержащих сталей 19
1.3 Влияние методов выплавки на формирование структуры и свойств сплавов 34
Глава 2. Материалы и методы исследования 44
2.1.1 Выплавка 48
2.1.2 Ковка и прокатка 49
2.1.3 Выплавка стали методом ВГНК 50
2.2. Методы исследования 52
Глава 3. Исследование влияния термической обработки и пластической деформации на структуру и механические свойства хромоникельазотистых сталей 57
3.1 Влияние химического состава на механические свойства сталей 57
3.2 Влияние термической обработки на структуру и механические свойства деформированного металла 58
3.2.1 Влияние температуры закалки на структуру и свойства стали 58
3.2.2 Влияние температуры отпуска на структуру и свойства закаленных сталей 73
3.2.3 Влияние пластической деформации на структуру и свойства стали 81
Глава 4. Закономерности формирования структуры и свойств стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК 93
4.1 Структура и свойства стали 08Х14АН4МДБ в литом состоянии 93
4.2 Влияние термической обработки на структуру и механические свойства литой стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК 103
4.3 Влияние пластической деформации на структуру и механические свойства стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК 113
Глава 5. Физико-механические, технологические и специальные свойства металла опытно-промышленной выплавки новых сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ и внедрение этих сталей для изготовления крепежных деталей 116
5.1 Влияние термической обработки на механические свойства сталей.. 116
5.2 Влияние пластической деформации на структуру и свойства сталей 117
5.3 Циклическая прочность сталей 120
5.4 Ударная вязкость сталей 124
5.5 Коррозионная стойкость сталей 125
5.6 Изготовление крепежных деталей из сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ промышленной выплавки 127
Основные выводы 131
Список литературы 133
- Влияние легирования, термической обработки и пластической деформации на структуру и свойств азотосодержащих сталей
- Выплавка стали методом ВГНК
- Влияние термической обработки на структуру и механические свойства деформированного металла
- Влияние термической обработки на структуру и механические свойства литой стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК
Введение к работе
Создание экономнолегированных хромоникелевых сталей для изготовления деталей и конструкций, работающих в условиях одновременного воздействия высоких статических, циклических и динамических нагрузок и коррозионной среды, является актуальной задачей. Аустенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали имеют высокую пластичность, хорошо деформируются и свариваются. К существенным недостатком этих сталей можно отнести низкую прочность и высокую температуру старения (для дисперсионно-твердеющих сталей), что обуславливает значительное коробление деталей при охлаждении. Мартенситные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали обладают высокой прочностью и меньшим короблением деталей при термической обработке, т.к. температура старения у них ниже по сравнению с аустенитными сталями. Однако из-за пониженной пластичности они трудно деформируются при изготовлении изделий.
Мартенситно-аустенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали при оптимальном легировании могут обладать положительными качествами аустенитных и мартенситных сталей и не иметь их отрицательных качеств. Среди применяющихся таких углеродосодержащих и азотосодержащих сталей лучший комплекс механических и коррозионных свойств достигается у последних , т.к. углеродосодержащие стали имеют пониженную пластичность и коррозионную стойкость из-за выделения карбидов типа Сг2зСб по границам зерен. Наиболее широкое распространение из азотосодержащих мертенситно-аустенитных сталей получила высокопрочная сталь 1Х15Н5АМЗ (отечественная ВНС-5 и зарубежная АМ-350 и АМ-355). Однако эта сталь, содержащая углерод, особенно в крупных сечениях, имеет склонность к выделению карбидов хрома по границам зерен, что приводит к резкому снижению трещиностойкости при низких температурах (КСТ=5Дж/см) и сопротивления коррозионному растрескиванию в камере солевого тумана (акр=300 МПа) [1]. Кроме того, в
этой стали высокое содержание дефицитного молибдена. Одним из
перспективных путей решения отмеченной проблемы является разработка
экономнолегированных высокопрочных коррозионно-стойких
азотосодержащих хромоникелевых сталей с мартенситно-аустенитной структурой, не содержащей карбидов, 8-феррита и а-фазы, снижающих пластичность и коррозионную стойкость. Структура и свойства этих деформированных сталей недостаточно изучена. Отсутствуют такие данные о сталях, выплавленных методом высокоградиентной направленной кристаллизации, который снижает пористость и ликвацию в лопатках из никелевых сплавов.
В связи с этим целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств в процессе нагрева, охлаждения и пластической деформации коррозионно-стойких хромоникельазотистых сталей и разработка на этой основе новых экономнолегированных сталей для высоконагруженных деталей.
Влияние легирования, термической обработки и пластической деформации на структуру и свойств азотосодержащих сталей
Частичная или полная замена углерода азотом в мартенситных и мартенситно-аустенитных сталях, содержащих 13-17% Сг и 2-7% Ni, приводит к повышению их механических свойств. Положительное влияние азота на свойства таких сталей в значительной мере обусловлено особенностями азота как легирующего элемента. На основе анализа многочисленных публикаций и собственных экспериментов в ИМЕТ РАН проведена оценка роли азота в процессах структурообразования и формирования физико-механических свойств. Показано, что азот в хромоникелевых и хромомарганцевоникелевых сталях проявляет себя как элемент:1. образующий твердый раствор внедрения в аустените и мартенсите(феррите); 2. увеличивающий количество аустенита и стабилизирующий аустенит по отношению к мартенситному превращению при охлаждении и пластической деформации;3. повышающий температуру начала образования 8-феррита при нагревах под закалку илигорячую пластическую деформацию;4. изменяющий предельную растворимость других легирующих элементов в а и у-твердых растворах и влияющий на распределение хрома, никеля и других легирующих элементов между аустенитом и ферритом;5. изменяющий кинетику образования карбидных и других избыточных фаз при термической обработке;6. снижающий энергию дефектов упаковки и, в связи с этим, увеличивающий деформационную способность аустенита.
Использование азота в коррозионно-стойких сталях позволяет:1. уменьшить в сплавах содержание никеля и других аустенитообразующих элементов при сохранении заданной структуры;2. увеличить без изменения фазового состава содержание в сплавах элементов-ферритообразоватеей (Mo, V, W и др.), положительно влияющих на механические и коррозионные характеристики сталей;3. упрочнить а и у-твердые растворы при практической неизменности уровня их пластичности и вязкости;4. повысить прочность сталей за счет использования деформационного упрочнения при нклепе;5. увеличить коррозионную стойкость (сопротивление питтинговой и ножевой коррозии, коррозионное растрескивание под напряжением, интеркристаллитную коррозию);6. улучшить характеристики технологической пластичности в результате расширения интервала существования аустенита в высокотемпературной области.
Уровень механических, коррозионных и технологических свойствазотосодержащих мартенситных и аустенитно-мартенситныххромоникелевых сталей определяется легированием и режимами термической и термомеханической обработок. Известно большое количество отечественных и зарубежных марок таких сталей [22-78], рекомендованных для изготовления нагруженных деталей машин и конструкций, работающих в условиях повышенных нагрузок и коррозионной среды. В таблицах 1.1, 1.2, 1.3 приведены соответственно химический состав, механические свойства и применение этих сталей.
Как видно из таблицы 1.1 содержание атомов внедрения углерода и азота, определяющих уровень прочности стали, составляет соответственно 0,03-0,30% для углерода и не более 0,25% для азота (для сталей, выплавленных в открытых электропечах). При исследовании метода выплавки под давлением может быть получена мартенситная сталь типа 08Х15Н5Д2МБ с содержанием азота от 0,167 до 0,71% [63]. С целью обеспечения коррозионной стойкости и растворимости азота в сталь введен хром в количестве 12-18%. По видимому, для предотвращения образования в структуре 5-феррита и снижения температуры вязко-хрупкого перехода содержание никеля в сталях 2-8%.
В работе [1] показана целесообразность введения в мартенситно-аустенитные хромоникельазотистые стали 1,5% молибдена с целью замедления процесса выделения карбидов по границам зерен при охлаждении от температур аустенизации или в зонах термического влияния сварных соединений. Это позволяет повысить сопротивление коррозионному растрескиванию и трещиностойкость в крупных сечениях и в сварных соединениях без последующей термической обработки. Молибден, замедляя распад твердого раствора, позволяет повысить температуру отпуска и тем самым снизить уровень искажений кристаллической решетки [1].
Выплавка стали методом ВГНК
Для выплавки стали методом высокоградиентной направленной кристаллизации в ФГУП "ВИAM" использовались керамические формы (на основе А120з и БЮг), изготовленные по выплавляемым моделям (рис. 2.2).
Процесс плавки и направленной кристаллизации осуществляли в атмосфере аргона (давление в камере печи 0,7-0,8 атм.).
Экспериментальные плавки осуществлялись по следующей технологической схеме. Исходные шихтовые заготовки помещали в плавильный индукционный тигель. Керамическую форму устанавливали в печи подогрева форм. Камеру печи предварительно вакуумировали (вакуум 0,1 0,2 Па). Форму нагревали до температуры 1580-1600С, в камеру печи подавали аргон (давление 70-80 МПа), после чего происходило плавление исходных заготовок стали в плавильном индукционном тигле, после расплавления по согласованию с ИМЕТ им. А.А. Байкова в расплав добавляли лигатуру Fe-Cr-N (с содержанием азота 9,6% масс). Затем расплавленный металл сливали в керамическую форму и форма с заданной скоростью (R = 10-20 мм/мин.) перемещалась из зоны нагрева в зону охлаждения (рисунок 2.16), погружаясь в ванну с жидкометаллическим охладителем (расплавом олова, Тохл ж 300С). При этом осуществлялся процесс направленной кристаллизации. Высокий температурный градиент на фронте роста (G 200С/см) обеспечивался за счет конструктивных особенностей теплового узла печи: двухзонного нагревателя, многослойного теплового экрана, изолирующего зону нагрева от зоны охлаждения.
Дополнительно были проведены плавки по технологическим режимам так называемой равноосной кристаллизации (РК), обеспечивающим получение образцов с литой равноосной структурой, при этом расплав стали (ТМе = 1500-1550С) заливался в керамическую форму, нагретую до температуры Тф = 900С. Расплавление стали осуществляли в атмосфере азота (давление 70 МПа).
По окончании технологического процесса керамическую форму с залитым металлом извлекали из камеры печи. После удаления керамики формы на отливках отрезали донную и прибыльную часть. Получали цилиндрические заготовки 0 15 и 20 мм (длиной 150 мм).
Микроструктуру изучали с помощью оптических микроскопов «NEOPHOT-2» и «NEOPHOT-32», применяя методы количественной металлографии [91]. Шлифы приготовляли шлифовкой на наждачной бумаге и полировкой с последующим выявлением структуры химическим травлением в реактиве, содержащем 15 мл соляной кислоты, 5 мл азотной кислоты, 3 г порошка двухлористого железа [92]:
Полученные методом ВГНК цилиндрические заготовки травили в смеси НС1 + Н2Ог для выявления макроструктуры.
Рентгеноструктурный анализ сталей проводили при комнатной температуре на дифрактометре ДРОН-4 и при температурах 20-1000С в высокотемпературной приставке УВД-2000 к дифрактометру ДРОН-3. В обоих случаях использовали СоКа излучение с Fe-фильтром. Определяли качественный и количественный фазовый состав, параметры решетки для а и у-фаз. Для определения параметров решетки и количественного фазового состава использовали рефлексы (П1)у, (П0)а и (002)Cr2N. Точность определения параметра решетки составила 0,002А для всех измерений.
Определение фазового состава при комнатной температуре стали проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3, совмещенном с компьютером PC AT. Использовалось кобальтовое Со К« излучение и графитовый монохроматор. Экспериментальные данные обрабатывались с помощью программного комплекса КОИМЕТ. Для идентификации фаз использовались данные POWDER DIFFRACTION FILE (картотека ASTM).
Электронная микроскопия.Электронно-микроскопическое исследование проводилось на тонких фольгах. Фольги получали из массивных образцов. Предварительное утонение вырезанных пластин толщиной 1,5 мм осуществляли шлифовкой на микронных шкурках до толщины 0,1 мм. Окончательное утонение до образования лунки, а затем и отверстия, проводили электрополировкой в электролите, состоящем из 860 мл ортофосфорной кислоты, 100 г хромового ангидрида и 140 мл воды при напряжении 40 В. Полученные фольги изучали в электронном микроскопе ЭМВ-100Л с ускоряющим напряжением 100 кВ. При анализе полученной в ходе исследований микродифракционной информации применяли аналитические методы [93, 94].
Электронографический анализ фазового состава образцов после термической обработки выполнен на электронографе ЭР-100 [95].Дифференциальный термический анализ.Дифференциальный термический анализ сталей проводился на установке ДТА-8 с целью изучения фазовых и структурных превращений при нагреве и охлаждении. Для исследования использовались предварительно
Влияние термической обработки на структуру и механические свойства деформированного металла
Температура аустенизации определяет количество растворившихся карбонитридов, от которых зависит размер зерна и содержание углерода и азота в у-твердом растворе и температура начала мартенситного превращения, а следовательно, фазовый состав стали.
Свойства сталей существенно зависят от фазовых превращений при нагреве и охлаждении. Изучение фазового состава и параметров решетки стали 08Х14АН4МДБ при нагреве в высокотемпературной камере УВД-2000 в интервале температур 20-1000С показало, что при комнатной температуре соотношение а (мартенсит) и у (аустенит) -фаз составляло 79 и 21% (рис. 3.1, а). При нагреве до температуры 600С фазовый состав практически не менялся. Однако начиная от температуры 300С, температурная зависимость параметра решетки а-фазы (рис. 3.1, б) отклоняется от прямой. По-видимому, это связано с уменьшением концентрации азота в мартенсите и выделением дисперсных частиц карбонитридов хрома. Из-за малого количества они не дают отчетливых линий на рентгенограмме. Тем не менее, можно отметить повышение уровня фона в интервале углов дифракции, соответствующих рефлексам C N.
При температуре 700С достигается максимальное снижение параметра решетки а -фазы. При температуре 600С начинается а-»у -превращение и количество аустенита увеличивается от 22% при 600С до 80% при 800С (рис. 3.1, а).
В интервале температур 600-800С температурная зависимость параметров решетки у -фазы (рис. 3.1, б) параллельна прямой, соответствующей эффекту линейного расширения, что свидетельствует о том, что содержание азота в у -фазе постоянно.
При температуре 800С наклон зависимости параметра решетки значительно выше, чем прямой линейного расширения, что свидетельствует о увеличении содержание азота в аустените в этом интервале температур в результате растворения карбонитридов (рис. 3.1, б).
Полученные результаты можно интерпретировать следующим образом. Исходный образец, который был закален от 1050С, содержит около 79% мартенсита, 21% аустенита и небольшое количество дисперсных частиц нитрида хрома, которые выделились из охлаждении от температуры закалки. В интервале температур 300-700С происходит распад мартенсита с выделением карбонитридных фаз. Параметр решетки а-фазы уменьшается из-за снижения в ней содержания азота и углерода. В интервале температур 600-800С происходит а—»у -превращение. При этом содержание азота в нем не меняется.
Методом акустической эмиссии на проволочных образцах стали 08Х14АН4МДБ также выявляется интервал а-»у -превращения. Изменение монотонной зависимости при снижении модуля упругости Е наблюдается в интервале температур 600-800С (рисунок 3.2).
По данным дифференциального термического анализа (ДТА) стали 05X16АН5 при нагреве определены температуры начала и конца обратного а-»у превращения (470-680С) и при охлаждении температупа начала мартенситного превращения (75С) (рис. 3.3).
Твердость, размер зерна и количество а и у-фаз исследуемых сталей 05Х16АН5 и 08Х14АН4МДБ зависят от режима термической обработки. В таблице 3.2 приведены результаты измерения твердости и величины зерна стали после различных после различных температур нагрева под закалку и скорости охлаждения. С увеличением температуры нагрева под закалку от 950 до 1150С с охлаждением в воде твердость стали 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ снижается от 41 до 35 HRC и от 43 до 36 HRC соответственно, а размер зерна увеличивается от 18 до 80 мкм и от 15 до 110 мкм соответственно.
Значительный рост зерна стали 05X16АН5 достигается после нагрева выше 1000С, а стали 08Х14АН4МДБ после нагрева выше 1050С. Более высокая твердость стали 08Х14АН4МДБ по сравнению с твердостью стали 05X16АН5 связана с большим количеством мартенсита стали 08Х14АН4МДБ (табл. 3.3). По данным рентгеноструктурного анализа снижение твердости исследованных сталей с повышением температуры закалки связано с уменьшением количества мартенсита и увеличением количества остаточного аустенита (табл. 3.3). Так, после закалки от 950С количество мартенсита и остаточного аустенита стали 05X16АН5 составляет 83 и 17% соответственно, а стали 08Х14АН4МДБ составляет 97 и 3% соответственно. После закалки от 1150С количество этих фаз стали 05X16АН5 составляет 68 и 32% соответственно, а стали 08Х14АН4МДБ - 71 и 29% соответственно. Увеличение параметра решетки аустенита с повышением температуры закалки от 950 до 1000-1050С (табл. 3.3) связано с растворением карбонитридов и переходом азота и углерода в у-твердый раствор. При дальнейшем повышении температуры закалки выше 1000-1050С параметр кристаллической решетки не изменяется. При этом твердость снижается, а размер зерна значительно возрастает (табл. 3.3).
Влияние термической обработки на структуру и механические свойства литой стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК
Режимы термической обработки могут оказывать значительное влияние на формирование структуры и свойств литой стали 08Х14АН4МДБ, выплавленной методом ВГНК.
С целью изучения влияния температуры закалки на структуру и свойства такой стали был выбран интервал температур нагрева под закалку от 950 до 1100С, обеспечивающий растворение карбонитридных фаз. Время выдержки при различных температурах нагрева под закалку составляло 45 мин. Для обеспечения высокой скорости охлаждения в качестве охлаждающей среды была выбрана вода. С повышением температуры нагрева под закалку литой стали 08Х14АН4МДБ, полученной методами ВГНК и РК, твердость уменьшается (табл. 4.2). Обработка холодом (-70С-Зчас) повышает твердость стали независимо от метода выплавки и температуры закалки. Наибольшую твердость (44 HRC) имеет литая сталь, выплавленная методом ВГНК, после закалки от 950, 1000 и 1050С с обработкой холодом. С повышением температуры нагрева под закалку до 1100С твердость стали уменьшается до 36 HRC при ВГНК и до 30 HRC при РК.
По данным рентгеноструктурного анализа снижение твердости этой стали с увеличением температуры нагрева под закалку связано с уменьшением количества мартенсита и увеличением количества остаточного аустенита (табл. 4.1). Сталь, выплавленная методом ВГНК по сравнению с РК, после закалки от 950, 1000, 1050 и 1100С имеет большее количество а-фазы и меньший параметр кристаллической решетки аустенита.
Литая сталь выплавленная методом ВГК по сравнению с РК, после закалки от 1050С и последующего отпуска при 300, 400, 500, 600С в течение 2 часов содержит большее по сравнению с РК количество а -фазы (таблица 4.1). Рентгенографические данные свидетельствуют о том, что после закалки от 1050С отпуск при 500С по сравнению с отпуском при 300С заметно уменьшается количество остаточного аустенита и сопровождается резким снижением дефектности а-мартенсита (табл. 4.1). В литом состоянии сталь, выплавленная методом ВГНК по сравнению с РК, с последующей закалкой от 1050С и отпуском при 500С в течение 2 часов имеет большее по сравнению с РК количество а-фазы (88% при ВГНК, 65% при РК) и меньший параметр кристаллической решетки аустенита (3,595А при ВГНК, 3,60бА при РК). Количество выделившегося в процессе отпуска при 500С нитридной фазы типа C N в стали независимо от технологии выплавки было примерно одинаково около 1%.
С повышением температуры отпуска от 300 до 500С у закаленной от 1050С стали, выплавленной методом ВГНК и РК, наблюдается возрастание твердости (табл. 4.3). Максимальный уровень твердости после отпуска соответствует температуре 500С, что связано с образованием в процессе отпуска мартенсита дисперсных частиц карбонитридов. Отпуск при 600 и 700С приводит к снижению твердости стали в результате коагуляции карбонитридов и образования феррита. Сталь, выплавленная методом ВГНК по сравнению с РК, имеет более высокую твердость во всем диапазоне температур отпуска.
В стали, выплавленной методом ВГК по сравнению с методом РК, после закалки от 1050С и последующего отпуска при 500С, изменения концентрации молибдена, никеля, хрома и меди в мартенсите и аустените значительно меньше (таблица 4.4).
После термической обработки структура стали после ВГНК была также мельче, чем после РК. Расстояние между дендритными осями в металле после ВГК было в 3-4 раза меньше, чем в металле после РК (рис. 4.2, в, г).
Основная структурная составляющая стали, выплавленной методом РК после закалки от 1050С и отпуска при 500С, а-мартенсит, который имеет ту же морфологию (рис. 4.8-4.10) как и в литом состоянии. Плоскопараллельные а-кристаллы формируют пакеты дислокационного а-мартенсита. Плотность дислокаций, несмотря на двухчасовой отпуск при 500С, очень высока и при относительно малых увеличениях (15-20 тысяч) они плохо разрешаются (рис. 4.8, а). Отдельные дислокации видны при больших увеличениях (рис. 4.8, б), но, дисперсные выделения на светлопольных изображениях дислокаций не обнаруживаются. По видимому, причиной сохранения высокой плотности дислокаций является закрепление их сегрегациями атомов азота и углерода (частицами ультрадисперсных карбонитридов). Вследствие этого происходит торможение процессов отпуска в а-мартенсите стали после указанной термической обработки.
Остаточный аустенит в стали наблюдается в виде тонких прослоек между а-кристаллами в пакете (рис. 4.8, а) и широких прослоек (рис. 4.8), а также трехмерных у-глобулей в местах стыка пакетов а-кристаллов (рис. 4.9, б-д). Для субструктуры остаточного аустенита характерно наличие дислокаций невысокой плотности, дефектов упаковки (рис. 4.9, д), свидетельствующих о низкой энергии дефектов упаковки аустенита стали. Рисунок 4.8 - Микроструктура литой стали 08Х14АН4МДБ, полученной методом РК, после закалки от 1050С и отпуска при 500С, а,б -светлопольное изображение, в - темнопольное изображение с участка рис. 4.8,6.
