Выбор состава и прогнозирование свойств высокопрочных азотсодержащих коррозионностойких сталей для немагнитных бурильных труб Шахматов Алексей Валерьевич

Содержание к диссертации

Введение

1. ГЛАВА 1. Состояние вопроса 10

1.1. Влияние азота на свойства аустенитной стали 11

1.1.1. Влияние азота на стабильность аустенитной структуры 12

1.1.2. Влияние азота на механические свойства 15

1.1.3. Влияние азота на коррозионные свойства 19

1.2. Особенности металлургии высокоазотистых сталей 21

1.2.1. Особенности процесса легирования 21

1.2.2. Особенности процессов пластической и термической обработок 30

1.3. Последовательность фазообразования при кристаллизации и

затвердевании коррозионностойкой аустенитной стали 36

1.3.1. Кристаллизация по механизму А 37

1.3.2. Кристаллизация по механизму АФ 38

1.3.3. Кристаллизация по механизму ФА

1.4. Применение высокоазотистых сталей в промышленности 42

1.5. Выводы по обзору и постановка задач исследования 48

2. ГЛАВА 2. Материал и методика исследования 51

2.1. Выплавка и разливка экспериментальных слитков массой до 0,7 кг 51

2.2. Растворимость и усвоение азота 56

2.3. Выплавка и разливка экспериментальных слитков массой до 14 кг 59

2.4. Определение химического состава 61

2.5. Ковка и термическая обработка экспериментальных сталей 61 2.6. Проведение металлографических исследований 64

2.7. Исследование коррозионных свойств 65

2.8. Исследование механических свойств 65

2.9. Измерение количества -феррита и исследование магнитных свойств 67

2.10. Моделирование холодного наклепа 67

2.11. Проведение термодинамических расчетов 67

2.12. Анализ экспериментальных данных 69

2.13. Выводы по главе 2 69

3. ГЛАВА 3. Влияние химического состава на образование и твердофазные превращения литой структуры 71

3.1. Результаты термодинамического моделирования для уточнения диаграммы Шеффлера- Шпайделя 71

3.2. Влияние химического состава и термической обработки на количество -феррита 75

3.3. Исследование литой структуры высокоазотистой стали до и после термической обработки 81

3.4. Исследование литой структуры высокоазотистой стали в сопоставлении с уточненной диаграммой Шеффлера-Шпайделя 86

3.5. Исследование морфологии -феррита 91

3.6. Исследование кинетики образования второй фазы 94

3.7. Выводы по главе 3 96

4. ГЛАВА 4. Влияние состава и структуры литой высокоазотистой стали на эсплуатационные свойства 98

4.1. Влияние состава на механические свойства 98

4.2. Влияние состава и структуры на коррозионные свойства 103

4.3. Влияние состава и структуры на магнитные свойства 106

4.4. Выводы по главе 4 110

Глава 5. Исследование свойств высокоазотистой стали после пластической деформации 111

5.1. Исследование структуры кованой высокоазотистой стали 111

5.2. Исследование влияния горячей пластической деформации и химического состава на свойства ВАС 120

5.3. Фрактографические исследования 124

5.4. Исследование влияния химического состава и старения на свойства ВАС .127

5.5. Исследование влияния холодной пластической деформации на свойства ВАС 129

5.6. Исследование взаимосвязи прочностных характеристик ВАС 132

5.7. Выводы по главе 5 135

Общие выводы 137

Литература 139

• Влияние азота на коррозионные свойства
• Выплавка и разливка экспериментальных слитков массой до 14 кг
• Влияние химического состава и термической обработки на количество -феррита
• Влияние состава и структуры на коррозионные свойства

Введение к работе

Актуальность работы. Высокохромистые аустенитные стали являются незаменимыми материалами для многих отраслей современной техники, благодаря сочетанию ряда ценных свойств: немагнитность, коррозионная стойкость, высокая пластичность, вязкость. Одним из существенных недостатков традиционных Cr-Ni аустенитных сталей как конструкционных материалов, является относительно низкая величина предела текучести, затрудняющая или даже препятствующая использованию их для изготовления высоконагруженных деталей и конструкций.

Разработка высокоазотистых сталей (ВАС) аустенитного класса повышенной прочности c пределом текучести до 1000 МПа для производства немагнитных утяжеленных бурильных труб, телеметрических систем с электромагнитным каналом связи и других изделий является актуальной проблемой, в частности, с целью импортозамещения.

Наиболее выгодными для этого, с технической и экономической точек зрения являются стали на основе железо - хром - марганец. Легирование данной системы элементами внедрения - азотом и углеродом и элементами замещения - никелем и молибденом, позволило создать группу аустенитных сталей повышенной и высокой прочности для изделий различного назначения. Такие стали, обладая в сочетании ценными для практики физическими, механическими и коррозионными свойствами, могут использоваться для ряда изделий специального назначения. Из перечисленных элементов, использующихся в данной системе, наиболее эффективным является азот, который положительно влияет на все рассматриваемые свойства.

В настоящее время широко известны следующие преимущества ВАС по сравнению с традиционными аустенитными сталями на основе железо - хром -никель: (1) способность к деформационному упрочнению с сохранением удовлетворительной пластичности, (2) высокая стойкость против локальных видов коррозии, благодаря наличию азота в твердом растворе, что описывается уравнением расчета эквивалента сопротивления питтингообразованию (Pitting Resistance Equivalent Number, PREN_mod= %Cr+3,3%Mo+16%N-0,5%Mn), (3) обеспечение стабильности аустенитной структуры, в том числе, к мартенситным превращениям, (4) возможность замены азотом дорогостоящих никеля и молибдена.

Актуальными и перспективными направлениями совершенствования ВАС являются: (1) комплексное упрочнение путем легирования твердого раствора, реализации механизма дисперсионного твердения и измельчения зерна для изделий, не подлежащих деформационному упрочнению; (2) повышение коррозионной стойкости за счёт структурных факторов; (3) прогнозирование структуры c использованием диаграммы Шеффлера-Шпайделя и учётом металлургической природы аустенита, связанной с последовательностью фазообразования в процессе кристаллизации; (4) разработка технологии экономного легирования стали азотом и нитридообразующими элементами.

Изучение перечисленных преимуществ и их совершенствование необходимы для решения важной задачи - локализации производства немагнитных утяжеленных буровых труб в России.

Целью работы является обоснование и выбор состава немагнитных высокопрочных азотсодержащих коррозионностойких сталей, а также прогнозирование свойств в зависимости от композиции стали, параметров пластической деформации и термической обработки на основе исследования

механизмов влияния легирующих элементов на структуру и эксплуатационные характеристики.

Для достижения сформулированной цели были решены следующие задачи:

1. Разработка способа выплавки и разливки ВАС с использованием открытой индукционной печи, обеспечивающего относительно высокое равновесное содержание азота в литом металле.

2. Разработка методики использования, проведения и интерпретации термодинамических расчётов с целью определения последовательности фазообразования при кристаллизации и затвердевании ВАС и температурных границ областей существования фаз при аустенитизации и в процессе охлаждения исследуемых ВАС.

3. Исследование влияния механизма кристаллизации и фазовых превращений при термической обработке на структуру ВАС.

4. Исследование зависимости структуры и свойств (механических, коррозионных, магнитных) от состава, режимов пластической и термической обработки ВАС в широком интервале легирования; анализ найденных закономерностей.

5. Разработка рекомендаций по назначению режимов пластической и термической обработки, обеспечивающих требуемые свойства ВАС.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

6. Показано сохранение дендритной неоднородности (дендритного рисунка при травлении после аустенитизации) при кристаллизации через аустенит, тогда как кристаллизация через -феррит приводит к уменьшению дендритной неоднородности (размыванию дендритного рисунка после аустенитизации) за счет различной растворимости примесей в -феррите и аустените при затвердевании, увеличения градиентов концентраций элементов и, как результат, интенсификации диффузионных процессов при аустенитизации.

7. Уточнена диаграмма Шеффлера-Шпайделя, в аустенитной области которой методом термодинамического моделирования и экспериментально определены границы составов с различным механизмом кристаллизации (через аустенит или через -феррит), а также границы составов аустенитных и дуплексных структур при аустенитизации.

8. Получено корреляционное уравнение, связывающее отношение Сr_экв/Ni_экв и содержание -феррита после аустенитизации при 1170С, согласно которому, составы с Cr_экв/Ni_экв 0,99 в литой стали склонны к образованию -феррита для данной термической обработки.

9. Установлена возможность измельчения зерна аустенита в ВАС за счет термической обработки, состоящей из диффузионной выдержки в области образования азотистого псевдоперлита с последующей аустенитизацией.

10. Экспериментально установлены целесообразные пределы легирования ВАС ванадием и ниобием, образующими карбонитриды. Определены возможности дополнительного повышения прочности стали состава за счёт наклёпа и дисперсионного твердения.

Практическая ценность работы:
1. Показана принципиальная возможность получения ВАС в открытой

индукционной печи с высокой степенью усвоения азота без использования высокого давления при плавке и разливке.

2. Разработана методика фракционной разливки, которая позволила получить немагнитные составы ВАС и выявить композиции, предназначенные для эффективного дисперсионного твердения литой и деформированной стали.

3. Показана возможность повышения уровня прочности исследованных ВАС, соответствующего требованиям потребителя, за счёт увеличения содержания азота в стали до 1,20% и холодной деформации до 30%.

4. Получены линейно-регрессионные модели зависимости предела текучести, предела прочности и их соотношения от твёрдости, позволяющие использовать их как для неразрушающего контроля изделий в процессе производства, так и прогнозирования свойств экспериментальных составов ВАС.

Достоверность положений, выводов и рекомендаций диссертации

обеспечиваются корректностью постановки задач исследования; большим объемом экспериментов; использованием современных методов испытаний и аналитического оборудования; привлечением статистических методов обработки результатов.

Личный вклад автора заключается в непосредственном участии при постановке задач и выборе методов исследования; выборе систем легирования; выполнении работ по выплавке, разливке, термообработке и исследованию экспериментальных составов; организации работ по ковке и термообработке, изготовлению и испытанию образцов в промышленных условиях; анализе и обобщении результатов; формулировании выводов и разработке практических рекомендаций; в подготовке к публикации полученных результатов.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Методика получения высокого равновесного содержания азота в ВАС при открытой индукционной выплавке.

2. Способ получения гомогенных структур составов ВАС, обладающих повышенной коррозионной стойкостью, за счет управления последовательностью фазообразования при кристаллизации.

3. План численного термодинамического эксперимента для уточнения диаграммы Шеффлера-Шпайделя

4. Результаты экспериментального исследования структуры опытных слитков и поковок в сопоставлении с результатами термодинамического моделирования.

5. Результаты исследования структурных, механических и коррозионных свойств ВАС в зависимости от химического состава, пластической деформации и термической обработки.

Апробация результатов работы. Основные результаты работы докладывались на российских и международных конференциях: на 10-ой Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (СММТ’2013) (Санкт-Петербург, 2013 г.); на Российской научно-технической конференции «Актуальные проблемы машиностроения» (Москва, 2014 г.); на международном научно-техническом конгрессе «EUROCORR 2015» (Austria, Graz, 2015 г.);

Публикации. Основные положения диссертации опубликованы в 7 работах, включая 5 статей в журналах, рекомендованных ВАК России, и одну статью в международном журнале, входящем в Scopus.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, выводов, библиографического списка. Работа изложена на 150 страницах, содержит: 29 таблиц, 96 рисунков. Библиографический список включает 143 наименования.

Влияние азота на коррозионные свойства

Из совокупности отдельных стадий процесса взаимодействия азота с расплавом тщательного изучения требуют реакции, идущие на поверхности металлического расплава, и массоперенос азота в расплаве. Первая группа реакций включает адсорбцию молекул азота на поверхности расплава, диссоциацию их на атомы и переход адсорбированных атомов в раствор - эти процессы подробно описаны и изучены в работе [82]. Существует множество литературных данных по процессам массопереноса азота в жидких сталях [82-84].

Кислород в значительной степени влияет на удаление и поглощение азота в связи со своими ярко выраженными поверхностно-активными свойствами. Атомы кислорода занимают активные центры на поверхности расплавов и таким образом блокируют поверхность. Аналогично влияние серы, но в два раза слабее [82]. Так, например, в работе [84] при вводе в расплав поверхностно активных элементов (ПАВ) кислорода и серы снижается адсорбционная способность поверхности металла, вследствие чего скорость реакции растворения азота замедляется в обоих направлениях. Причем влияние серы значительно ниже чем кислорода. Так же ПАВ являются селен и теллур, они также препятствуют процессу обмена кислорода с жидким расплавом.

Введение кальция, алюминия, кремния в металл, содержащий кислород, часто приводит к значительному ускорению выделения или поглощения азота благодаря раскислению металла и устранению кислородного барьера на поверхности.

На коэффициенты массопереноса азота оказывают влияние легирующие элементы. Известно, что коэффициенты массопереноса азота в легированных сталях значительно меньше, чем в железе. Хромистые расплавы имеют большую вязкость, чем железо, особенно при высоких концентрациях хрома. Никель сильно снижает вязкость железа и повышает коэффициент диффузии азота. Следовательно, введение никеля в железо должно повышать коэффициент массопереноса. Кремний, ванадий, марганец незначительно влияют на константу скорости выделения азота из коррозионностойкой стали [82].

В работах [85, 86] исследовалось влияние кинетических факторов на адсорбцию азота в процессе ЭШП. Авторами было выяснено, что адсорбция азота увеличивается с уменьшением вязкости шлака и увеличением содержания углерода в шлаке. Однако массоперенос азота через шлак ограничен.

Рассмотрение теоретических основ растворимости азота чрезвычайно важно при изучении особенностей производства ВАС, однако с помощью одной теории невозможно объективно оценить реально возможное значение содержания азота в коррозионностойких марках стали. Поэтому необходим обзор существующего опыта производства высокоазотистых сталей. Промышленные способы легирования стали азотом

Традиционно азот вводят в расплав, добавляя различные азотированные материалы, такие как феррохром, хром, марганец, ферросилиций, кремний с различным содержанием азота (от 6 до 40% по массе) в зависимости от заданного состава стали и условий введения добавок. Усвоение азота при этом может варьироваться от 30 до 100% [87]. Азотирование можно проводить и из газовой фазы: при плазменно-дуговом переплаве или продувке жидкого металла азотом. Активация азота в плазме позволяет насыщать им стали до уровня, превышающего предел растворимости в стандартных условиях [88]. Но удержать этот азот при кристаллизации без создания избыточного давления невозможно. Поэтому реализация метода легирования азотом при плазменно-дуговом переплаве до концентраций выше равновесных, требует решения целого ряда проблем и установки дополнительного, сложного и дорогостоящего оборудования. Положительные результаты получены авторами многих работ, подтверждающие возможность достаточно успешного азотирования металла при продувке его газообразным азотом [89, 90]. При продувке азотом уровень легирования не достигает предела растворимости при стандартных условиях и для традиционных нержавеющих аустенитных хромо-никелевых сталей составляет 0,10-0,20%. Скорости насыщения азотом при продувке невелики, так как сильно зависят от времени продувки, интенсивности подачи газа и площади поверхности контакта. Однако, сложности, связанные с организацией подачи газов большой интенсивности, их распределения во всем объеме расплава, обеспечении наибольшей поверхности раздела металл-газ и другие, влияющие в основном на кинетику поглощения азота металлом, не позволяют пока широко использовать столь заманчивый способ легирования стали.

Выплавка и разливка экспериментальных слитков массой до 14 кг

Химические составы экспериментальных плавок 14 кг слитков Согласно положению на диаграмме (рис. 2.6) составы плавок 2 и 3 лежат в дуплексной области, что отразилось на структуре и будет рассмотрено далее в главе 5. Слитки подвергались ковке, термической обработке, разделке и дальнейшему исследованию физико-механических свойств.

Химический состав металла опытных плавок определялся с использованием оптико-эмиссионного спектрального метода на спектрометре типа SPECTROMAX-F. Определение содержания азота в металле проводили методом вакуум-плавления с использованием газоанализатора ELTRA ON900. Для анализа с помощью 8 мм кварцевой трубки отбирались пробы, которые нарезались на таблетки массой от 50 до 100 мг.

Слитки были откованы на предприятии «КМЗ» Ижорской промышленной площадки. Нагрев металла происходил в газовой факельной печи. Ковка проводилась на молоте 7,5 кН.

Температура нагрева под ковку составляла 1250С с изотермической выдержкой на 700С необходимой для выравнивания температуры по всему сечению слитков и предотвращения термических трещин. Режим нагрева показан на рисунке 2.7.

Режим нагрева слитков под ковку Ковка проходила по схеме круг/прямоугольник. Продолжительность выноса менее 5 минут для каждого слитка. Температура окончания ковки 1000 С, после чего поковки остывали на воздухе. В результате ковки были получены пластины с сечением 40х80 мм и длиной 360 мм, которые подвергли аустенитизации 1100С, 2ч с охлаждением на воздухе. Уков конусовидного слитка с диаметрами 80 мм и 100 мм (рис. 2.8) составлял 1,62-2,45. Термообработанные поковки разделывались на заготовки (рис. 2.8) для проведения механических испытаний. Заготовки слитков №4-8 дополнительно подвергались аустенитизации 1150С, 2ч с охлаждением в воду. Принимая во внимание отсутствие в исследуемых сталях полиморфного мартенситного превращения, в соответствии с классификацией, данной в главе 1 (с. 34-36), здесь и далее, высокотемпературную термическую обработку, заключающуюся в выдержке в интервале температур 1000-1170С с последующим охлаждением в воде, будем называть аустенитизацией, вне зависимости от получаемой структуры.

Литые слитки массой 0,7 кг разделывали на шайбы диаметром 40 мм, затем на четверти. Каждую четверть шайбы подвергали аустенитизации 1000 и 1170С, 1ч. Несколько отобранных литых образцов подвергали аустенитизации 1060С, 1ч с целью исследования особенностей структур и сравнения с уточненной диаграммой Шеффлера-Шпайделя и исследования твердофазных превращений.

Для исследования возможности дисперсионного твердения полученные составы после аустенитизации 1170С, 1ч подвергали старению при различных температурах 450, 550, 650С и постоянной продолжительности 4 ч.

Литые 0,7 кг слитки 1) 1170С, 1ч2) 1000С, 1ч3) 1060С, 1ч (исследование особенностей структур итвердофазных превращений ВАС)4) 1170С, 1ч + 450, 550, 650С, 4ч Деформированные 14 кг поковки 1) 1100С, 2ч охлаждение в воду (заготовки образцов дляслитков №1-3)2) 1150С, 2ч охлаждение в воду (заготовки образцов дляслитков №4-8) Термообработка проводилась путем нагрева и выдержки в муфельных термических печах с электрическим нагревом. Контроль температуры осуществлялся с помощью встроенной термопары с точностью ±5С. 2.6. Проведение металлографических исследований Металлографические исследования в работе проводились с использованием методов оптической микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Вырезка образцов проводилась на водоохлаждаемом станке Buehler Abrasimet Delta Запрессовка образцов для приготовления шлифов проводилась в автоматическом прессе Buehler SimpliMet 1000. Шлифование и полирование образцов производилось на станке Buehler Phoenix 4000. Электролитическое травление проводилось в Buehler PoliMat 2.

Рентгеноструктурные исследования производили на дифрактометре BRUKER D8 Advance.

Исследование микроструктуры проводили с использованием моторизованного оптического микроскопа Zeiss Axiovert 200 MAT, оснащенного анализатором изображений Thixomet [122]. Для выявления микроструктуры использовали пленочное и электрохимическое травление. Составы и особенности каждого из травителей приведены в таблице 2.6.

Использованные травители для выявления микроструктуры высокоазотистой стали Состав травителя Тип травления Примечание 10мл HCl + 90мл H2O +1г Na2S2O5 Пассивное, пленочное Пленочное, цветное травление при последующем анализе в поляризованном свете позволяет выделить структурно-изолированные фрагменты дендритных веток, обладающие одинаковой кристаллографической направленностью. 60% азотная кислота Активное, электрохимическое Режим: Плотность тока 0,08- 0,1 А/см2 в течении 60 с. Режим зависит от химического состава и структурного состояния. Могут вытравиться дендритные ветви на фоне деформированной аустенитной структуры. 10% уксусная кислота Активное, электрохимическое Режим: Плотность тока 0,1 А/см2 в течение 60-120 с. Травит «мягче» по сравнению с травителем на основе азотной кислоты. механическим свойствам промышленных немагнитных бурильных труб. 2.9. Измерение количества -феррита и исследование магнитных свойств

Количество -феррита измеряли с помощью ферритометра FMP 30. Магнитную проницаемость измеряли с помощью магнитометра Magnetoscop 1.069 фирмы Foerster. Измерения проводили локальным методом на зачищенной поверхности сечения площадью 1 см2.

Влияние химического состава и термической обработки на количество -феррита

На рис. 3.18а, 3.18б и 3.18в показаны структуры сталей, где все аустенитные зерна образованы четко выраженными дендритными ветвями первого и второго порядков с одинаковой кристаллографической ориентацией. Структура образца, изображенная рис. 3.18а, отличается по сравнению с остальными значительно меньшим размером литых зерен аустенита из-за более высокой скорости затвердевания этого образца, отобранного вблизи поверхности слитка, но оси дендритов хорошо различаются. На рис. 3.18г аустенитная структура не содержит остаточного феррита, а наряду с зернами аустенита с «размытым дендритным рисунком», появились зерна с четко выраженными дендритными ветвями. На рис 3.18д, 3.18е и 3.18ж показаны стали с аустенитно-ферритной структурой и содержанием феррита от 5 до 10 %. При этом четких ветвей дендритов в зернах аустенита не наблюдается.

Результаты термодинамического моделирования образования -феррита в исследованных сталях Для интерпретации полученных структур сталей, помимо сравнения положения соответствующих им точек на диаграмме (рис. 3.17), было проведено термодинамическое моделирование образования -феррита в реальных составах (рис.3.19).

Составы сталей № 1, 2 и 3, имеющие аустенитную структуру с ярко выраженными дендритным ветвями, лежат в области кристаллизации через аустенит без образования феррита (рис. 3.17). При этом моделирование реальных составов показывает полное отсутствие феррита, как в процессе кристаллизации и затвердевания, так и при более низких температурах (рис. 3.19). Структура стали состава № 4 после аустенитизации представляет собой зерна аустенита с размытым дендритным рисунком. Его состав на диаграмме отражается точкой лежащей вблизи границы, разделяющей области ЖА и ЖФ+А (рис. 3.17). Моделирование фазообразования показало, что затвердевание начинается с -феррита при 1325С, однако уже при 1250С превращение феррита в аустенит завершается (рис. 3.19).

Стали составов № 5, 6 и 7 имеют аустенитно-ферритную структуру без дендритных ветвей внутри аустенитных зерен, что является признаком кристаллизации через феррит (рис. 3.17). Результаты моделирования для этих трех исследованных составов показывают, что кристаллизация в этих сталях начиналась с феррита. При температуре аустенитизации 1060С остаточный феррит все еще существует (рис. 3.19). [138] Из вышеизложенного можно заключить, что -феррит, образовавшийся в начале кристаллизации, при дальнейшем затвердевании претерпевает полиморфное превращение, приводящее к выравниванию концентраций легирующих и примесных элементов из-за их различной растворимости в феррите и аустените, при этом происходит «размывание» дендритного рисунка на структуре. Напротив, при кристаллизации только через аустенит химическая неоднородность литого металла, сформированная при неравновесной кристаллизации, консервируется, и в структуре наблюдаем четкий дендритный рисунок.

В рамках литературного обзора было отмечено, что структуры аустенитной стали, полученные путем кристаллизации через -феррит, более сложны с точки зрения морфологии по сравнению со случаями кристаллизации через аустенит, что, в основном, связывают с твердофазным превращением -феррита в аустенит в процессе охлаждения. Морфологию -феррита исследовали на литом 0,7 кг слитке высокоазотистой стали (табл. 3.5). Таблица 3.5 Химический состав исследованной стали С Si Mn Cr Ni Mo Cu Nb V N Сгэкв Niэкв Crэкв/Niэкв 0,06 0,39 24,51 21,85 2,65 1,16 0,09 0,07 0,09 0,85 23,78 16,19 1,47 По сечению слитка наблюдали различную морфологию ферритной фазы, полученную в результате твердофазного превращения -феррита в аустенит в процессе выдержки при 1060С, 1 час. Феррит, расположенный у края слитка, имеет дендритную (вермикулярную) морфологию (рис. 3.20а), тогда как ближе к центру феррит приобретает кружевную форму (рис. 3.20б).

Изменение соотношения «аустенит-феррит» и состава жидкой части дендритной ячейки при затвердевании Для объяснения различий в морфологии -феррита методами термодинамического моделирования исследовано изменение состава дендритной ячейки и соотношение «аустенит-феррит» на различных этапах затвердевания стали. Изменение состава стали пересчитано в соотношение C r экв/Niэкв. Из результатов термодинамического моделирования (рис. 3.21) можно сделать следующие предположения о причинах различия морфологии -феррита у края (рис. 3.20а) и в центре слитка (рис.3.20б). При высокой скорости затвердевания у поверхности слитка реализуется неравновесная дендритная кристаллизация через -феррит (участок I, рис. 3.21), а при более низких скоростях затвердевания в центре слитка, реализуется равновесная кристаллизация в соответствии с рис. 3.21, из которого следует что [139]:

1. Большее количество равновесного -феррита ( 30%) в процессе кристаллизации приводит к получению кружевной морфологии в результате образования аустенита между ферритными осями второго порядка и гетерогенному механизму протекания ферритного превращения. В ходе твердофазного превращения аустенит развивается в направлении ферритных осей первого и второго порядка, сохраняя кружевную морфологию от изначального дендритного -феррита.

2. Наличие участка II допускает одновременное образование и рост -феррита и аустенита, при котором складываются чередующиеся области этих фаз.

3. В соответствии с теорией концентрационного переохлаждения [134] в центре слитка мы наблюдаем равноосный рост дендритов -феррита, тогда как у края расположены направленные к тепловому центру столбчатые дендриты.

Результаты термодинамического моделирования (рис. 3.21) отвечают на вопрос почему не было обнаружено варианта кристаллизации через аустенит с образованием -феррита в междендритном пространстве при затвердевании (механизм АФ, см. раздел 1.3, табл. 1.3). Большая степень ликвации аустенитостабилизирующих элементов C и N по сравнению с ферритостабилизирующими приводит к снижению соотношения Crэкв/Niэкв уровня, делающего образование -феррита термодинамически маловероятным.

Влияние состава и структуры на коррозионные свойства

Следует отметить, что в изломе образцов из стали состава №1 отсутствуют участки хрупкого разрушения по карбонитридам ванадия и ниобия, хотя в стали присутствуют ванадий и ниобий на суммарном уровне 0,1 ат. % и 2,4 ат.% азота.

На поковках из слитков, содержащих карбонитридообразующие добавки, было проведено исследование влияние режима старения на прочность. Для выбора режима старения деформированных аустенитизированных поковок исследовали влияние температуры и продолжительности старения на твердость металла литых технологических проб массой 0,7 кг из тех же плавок №№4 - 8. Металл проб разделывали на образцы площадью 1 см2, каждый из которых подвергался аустенизации при 1150оС, 1ч. В качестве свидетелей для определения значения твердости после аустенизации оставляли по одному образцу от каждой плавки, остальные подвергались различным режимам старения. Результаты измерения твердости представлены в таблице 5.6.

Твёрдость после аустенитизации тем выше, чем выше содержание азота и сумма содержаний азота и карбонитридов. По полученным данным можно сказать, что термообработка металла стали № 4 в интервале температур 450-580 градусов не привела к ощутимому эффекту дисперсионного твердения, а термообработка остальных сталей в интервале температур 550 - 5800 приводит к росту твердости. Данный факт связан с различием в содержании V, Nb, N и Сu. Температура старения ниже 540С не приводит к эффекту дисперсионного твердения (табл. 5.6).

Температурно-временные параметры старения/отпуска могут быть обобщены параметром Холломона НР=Тотп(20 +lgотп). Для исследованных сталей превышение НР=18,07 приводит к перестариванию, снижению твёрдости Наибольший относительный прирост твердости удалось получить в образцах с повышенным содержанием V и Nb (слитки 7 и 8). Максимум твердости 360 HV10 был достигнут на стали №8, содержащей Nb=0,35; V=0,30 и N= 1,20 после выдержки 580С, 10ч.

Испытания на растяжение предварительно наклепанных образцов, показали способность стали к деформационному упрочнению. После холодной деформации на 30% достигается предел текучести не ниже 1000 МПа и предел прочности не менее 1100 МПа [142].

Если сравнить результаты исследования влияния степени холодной деформации на прочностные свойства при растяжении слитка №1 и слитков № 4 8, можно заметить, что после деформации в 30% все слитки достигают схожих высоких значений пределов текучести и прочности (рис. 5.20). При этом, степень упрочнения слитка №1 без легирования элементами, вызывающими дисперсионное твердение, выше, чем у слитков № 4-8 с карбонитридным 131 упрочнением. Исходные прочностные характеристики при степени деформации 0% выше у слитков с карбонитридным упрочнением, что указывает на применимость дисперсионного твердения в изделиях, деформационное упрочнение которых трудно реализуемо. Рис. 5.21. Влияние степени деформации на отношение 0,2/в от степени деформации Для всех шести исследованных слитков была построена зависимость влияния степени деформации на отношение 0,2/в , которое характеризует запас пластичности стали и сопротивляемость статическим перегрузкам (рис. 5.21). Чем ниже соотношение пределов текучести и прочности, тем выше запас пластичности и тем выше уровень допустимых напряжений при эксплуатации изделия, предусматриваемый нормами расчёта на прочность.