автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Формирование мелкозернистой структуры и свойств нержавеющих сталей

>

АКАДШ1Я НАУК СССР тСТИТУТ ПР05ЛВЛ СВЕРХПЛАСПИНОСТИ МЕТАЛЛОВ

На правах рукописи УДК С69.018.8: 621.7

ЗАРШЗаА РИДА- ГАРИй)ЯНОВНА

ФСШ-РОЗАНКЕ К/КОЗЕРШСТОЙ СТРУКТУРЫ и свойств НЕРЖАБЕЩИХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.02 01 - "Материаловедение п машиностроении"

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

У>э 1491 г

Работа выполнена а Институте проблем гвсрхппасшчизстн металлов Академии наук СССР.

Научный руководитель профессор, доктор технических наук, Кайбышев O.A.

Официальные ошюпенты ; профессор, доктор технических наук Добаткин C.B. доцент, кандидат 'технических наук Маркелов A.A.

Ведущее предприятие : КБ Машиностроения, г.Миасс

Защита диссертации состоится 1992 г

в 14 часов на заседании специализированного Совета К.003.9Й 01 в Институте-проблем сверхпластичности АН СССР по присуждению учено!; степени кандидата технических наук в области материаловедения б машиностроении.

. • Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, просим выслать по адресу: 45С001, г.Уфа, ул.С.Халтурина, 39, ИПСМ АН СССР.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке института.

Автореферат'разослан "V" - 1991 г.

Ученый секретарь Совета y/f [гшко.и В Г.

кандидат технических наук

—-э "-V

ькнтщ

i.T'flKHi I 0Б!11ЛЛ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.

1 .. Актуальность проблемы. Хромистые и хромоникелевые нержавеющие 'ЭДггчифско применяются в различных отраслях машиностроения благо--.■T^yw их [высокой коррозионной стойкости и жаростойкости. В то же вре-'мШЗДЗЙцитрлыю невысокий уровень прочности ограничивает их псполь-•юв'апие в высоконагруженных конструкциях. Традиционно повышение слу-¡«"бных свойств этих сталей достигается путем термомеханической обработки зя счет создания полигонизованной структуры. Между тем, другим направлением эффективного повышения прочности без потерн пластичности и коррозионных свойств может являться создание в них микрокристаллической (МП) и субмикрокристаллической (СМИ) структуры с размером зерен от нескольких до десятых долей микромэтра. Однако в литературе отсутствуют систематические исследования условий формирования таких структурных состояний в нержавеющих сталях и данные об их механических, коррозионных свойствах. Исследования в этом направ-пении открывают возможности разработки новых путей повышения комплекса механических свойств нержавеющих сталей и позволяют на этой основе дать рекомендации по изготовлению из них высокопрочных полуфабрикатов .

Целью работы является систематическое изучение механического поведения и структурных изменений при горячей деформации нержавеющих сталей и разработка на этой основе научно обоснованных методов формирования микро- и субмикрокристаллической структуры, обеспечивающей высокий комплекс свойств.

В связи с этим решались следующие задачи:

]. Изучение формирования структуры при горячей деформации нержавеющих сталей аустенитного, ферритного и аустенитно-ферритного классов и построение карт структурных состояний, определяющих тем-пературно-скоростние области измельчения зерен. .2. На примере аус-тенитной стали показать влияние исходного размера зерен на параметры конечной структуры при деформационной т-а', обратном а'-у превращениях и рекристаллизации и разработать на этой основе методы создания СМК структуры.

3 Изучение механических, коррозионных свойств сталей с СМК структурой.

4. Газработать технологические режимы получения заготовок из нержавеющих сталей с заданным комплесом механических свойств.

Научная новизна Установлена корреляция между механическим поведением и структурными изменениями в процессе горячей деформации черипнривих стплзй аустепитиоп , аустенитно-феирнтного и ферритного

классов. Построены карты структурных состояний, отражавшие услокпн протекания динамических процессов структурообразованин, и оир.>л»л-н«; 'лшшальные темнературно-скоростние области измельчения .черен 1'ыяг чено, что образование структуры тина микродуплекс при горячен д"ф:ч'-иацил двухфазной стали протекает путем динамической полигонпзацпн и фазового а-г превращения с последующим перераспределением фаз. Показано, что уменьшение исходного размера зерен аусгенпта повюаст ю личество и дисперсность мартенсита, образующегося при деформациишг.м r~a' превращении, и уменьшает размер зерен СКК аустенпга, (¡орчиру»! щегося при обратном а'-г превращении и рекристаллизации. ¡1сслед;'.мл нием механических и коррозионных свойств установлена возмомю/.п: существенного повышения пределов прочности и текучести аустенитны* ч аустенктно-ферритных сталей,, за счет создания в них СМК струк гури.

Практическая ценность. На основании систематического изучения Формирования структуры в процессе горячей деформации построены карт»! структурных состояний, позволяющие выбрать оптимальные режипы in мельченил структуры в нержавеющих сталях. Предложены научно обоенч ванные методы получения СWK структуры с размером зерен 0,1-0,л мкч высоким комплексом механических свойстн в аустенитной и аустенитп: ферритпой сталях. Опытно-промыШлэнное опробование разработанных р> пимов показали их практическую целесообразность при изготовлен:!;! высокопрочного сортового проката п 13. . 24 мм. Ралрабптан-л и внедри на на базе опытного производства ИГГСМ директивная технология и:<го товленип сортового проката о13 мм трек категорий прочности. 0wv№> промышленные партии поставлены заказчику по согласованным технпче-ким условиям.

Апробация работы. Материалы диссертационной работы докла,",!/еч лись и обсуждались на:

1. 5 и 6 Всесоюзных конференциях "Текстуры и рекристаллизация в ме таллах и сплзвах", Уфа, 1987г., Свердловск, 199.1 г.

2. Int. Congress "Intergranular and Jnfcerfase Boundaries in Ma ten als", Paris, 1989.

3. 4-иаучно-техш1ческс* : ¡'.¡ференции "Современные достижения в тпори.: и технологии пластической деформации металлов, термею'тпбот! г nr'PHü:e!:;in долговечности изделии", Горький ,1989 .

Публикации. По результатам выполненных исспедовакпи спублиг.ова но 3-статьи в центральной и зарубежной печати, получены 1 агпсрсч-х-свядотельство и 2 поле,тигельных решения на изобретение.

Ось- к и структура работы Диссертация состоит из введения, i;oc:;-: ,ii4 к vt..v.x Работа изложена на 150 страницах капинсп.гс :

к.ила, с.-.^глиг 41 рисунок, 9 таблиц и список литератур! из 159

¡.иИКеМОРиНПЙ .

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

ОБЗОР ЛИТЕРАТУР)!

И пернем разделе представлен анализ методов получения мелкозернисто» структуры в сталях, структурных изменений при статической рекристаллизации, в процессе горячей деформации и фазовых превращении в сталях Показано влияние режимов термообработки, температурно-■ •кор^стми условий деформации на параметры форкирувцейся структуры при статической и динамической рекристаллизации в сталпх различных классов. Рассмотрено картенситное превращение б нержавеющих сталях чри деформации и влияние различных режимов обработки на параметры мартенсита деформации. Показана зависимость физико-механических и т отологических свойств сталей от размера зерен'.

На основе обзора и анализа литературы сформулированы и копире тиеированы задачи диссертационной работы и обоснован выбор материале,» для -экспериментального исследования.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ПСС'Х'ДОВШШ.

В качестве материалов исследования ьиорзш нер.лане^гме стали 1ЗХ2ЬТ ферригного класса (ОЦК реиеака), 12Х1&Н1СТ аустенитного клас са СГЦК решетка) и аустенитно-ферритная сталь 12Х21Н5Т стандартного химического состава п виде горячекатаных пр.чгоз .-20. . .40 мм промышленного изготовления. Стали являются типичными представителями широко применяемых хромистых и хромонпкелевых сталей, Рибор данных ста-Л1'И оС-основан близостью по содержанию углерода и карбидообразуадх элементов. Кроме того, отсутствие фазовых превра ",енг.й при охлаждении позволяет изучать сгруктурН1;е изменения г, сир'-г. м интервале температур и при применении мгновенной закалки.

Механические испытания на растяжение и осадку проводили па унп -цг-рсальксм динамометре "¡'¡¡строи" модели 11В5 з игл роком интервале температур (20 -КЗСГ/'О и скоростей де1::рннрования (0,1- 100 мм/мин) ¡'спгтаннл на растлении» при комнаткой температуре проводили по ГОС!

72 на цилиндрических о-"казнах с диаметром рабочей части (1(,-г) на расчетной длинен . Для сохранении высокотемпературного струи-состояния применяли установку мгновенной закалки Ударпу-. <-! м-'о-ть определяли в сготгет отыт с Г-'П 9-7^ на ' | г;,..

.'.■:""■!•;">' иг-в :;г:и и- -ыр'- ! - :■ "и ) г'"> ':.-'• с пан-

большим запасом энергии 150 Дя.

Штамповку заготовок осуществляли на гидравлическом прессе усилием 400 тс, оснащенном изотермическим штамповыи блоком УИДШ1-260 Прокатка заготовок при повышенных и криогенных температурах проводи ли на лабораторном стане ШУ-280. Скорость подачи заготовки состав ляла 0,5 м/с.

Микроструктурные исследования проводили на оптических микроскопах "Metaval", "Neophot 32", структурном анализаторе "Epiquant." и сканирующем микроскопе JSM-S40A. Микротвердость измеряли с помощью специальной приставки к микроскопу "Neophot 2", тонкую структуру изучали в просвечивающем электронном микроскопе JEM-20G0EX при ускорявшем напряжении 200КВ.

Фазовый анализ проводила на установке ДРОН-2,0 с использованием вакуумной высокотемпературной приставки УВД-2000. Температурную за висимость намагниченности определяли на лабораторной установке с автокомпенсационными магнитными весами. Коррозионные испытания проводили потенциодинамнческим методом измерения пассизациошшх характеристик.

МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ И СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ.

I

В этой главе проведено сравнительное исследование структурный изменений и их связи с механическим"поведением при горячей деформации нержавеющих сталей ферритного, аустенитного и аустенитно-ферритного классов, имеющих различный тип кристаллической реи.етки и близкие гомологические температуры.

Деформацию образцов проводили в интервале температур 600-10Сд'Д'» И скоростей деформации по схеме осевого сжатия. Анализ

кривых напряжения течения - деформация в зависимости от вида кривых позволил выделить в исследованном температурно-скоростном интервале 3 области: 1- деформация сопровождается упрочнением; 2- после достижения пика напряжения течения снижаются; 3- после упрочнетл наступает установившаяся с '/.ни течения с осцилляцией ¡т или без нее.

Для ферритной и двухфазной стали первая область н-i ходит ■>■. ни*« температур 700сС (lg>Z>13), для аустенитной стали - ни^е еой°С при

скоростях деформации с>10 с (lg>Z>22). Кривые о-с, характерные для второй области, наблюдаются для аустенитной и двухфазной сталей

в интервале 600°С, ¿clO'V"1 -9СО°С.'c>llf3c~1 (1&<1(>7л22). В фер-

ритной стали пики о- и последующее разупрочнение не отмечены.В темпе-

ратурно-скоростном интервале 900°С, е<10~3с_1-1000°С в аустенитной и двухфазной стали (1д<г <16), выше 700°С в ферритной стали (^<2<12) имеет место установившаяся стадия течения. В этих условиях в аустенитной и двухфазной стали,, кроме того, наблюдается осцилляция напряжения течения.

Исследование микроструктуры позволило установить, что в каждой из выделенных областей в ферритной и аустенитной сталях, несмотря на различиный тип кристаллической решетки и заМетнув разницу в ЭДУ, при горячей деформации наблюдаются близкие процессы структурообразова-ния, которые в то же время существенно зависят от характера дислокационного скольжения в различных Т-с областях. В области высоких 7, (первая область) множественное скольжение, наблюдаемое й приграничных областях, развито очень слабо, и образование динамически ракрис-таллизованных зерен в этих условиях.практически не наблюдается. Во второй области образуются рекристаллиэованные зерна, размер которых и рекристаллизованый объем повышаются с ростом степёни деформации и с уменьшением значений 7, (табл.1). Размер рекристаллизованных зерен в аустенитной стали на порядок меньше, чем в ферритной стали, деформированной в тех же .температурно-сксростных условиях.

Таблица 1.

Зависимость размера рекристаллизованных зерен от температурно-скоростных условий деформации.

Марка ¿•ю"4 700 3С 800 ЭС 900 ЭС 1000°С

стали с"1 41 мкм 0, мкм 1& 0, щй 0,-МКМ

13Х25Т 5,5 210 11,2 12,8 10 те 6,5 тгг 10,9 12,8 16 25 10 ти 8,8 10,2 27 ЗГ 15 2Л 7,8 9,8 28 33

12Х21Н 5Т 5,5 17,9 0,5** 16 1,0 14,3 2,5 12,9 4,0

12X18!! ЮТ ' 5,5 550 - - 20,3 22,3 2,0 1,0 18,3 20,3 3,5 2,0 16,6 18,6 12 4,5

\

Примечание: *- в числителе .-поперечный размер зерен, в знаменателе - продольный: " размер зерен ферритной фазы.

Изучение эволюции микроструктуры Показало, что для начальной стадии пластического течения характерно наличие извилистых и зубчатых границ. В аустенитной стали во второй области структура формируется по типу "ожерелье": в приграничных объемах развивается множественное скольжение, в, результате чего в них образуется ячеистая структура, затем субзерна и зерна. Мантия рекристаллизованных зерен постепенно занимает тело зерен. Во внутренних .объемах наблюдается фрагментация, а внутри фрагментов образуются субзерна размером 0,51,0 мкм. По пере формирования субзеренной структуры плотность дислокаций резко снижается и стабилизируется. С ростом степени деформации на отдельных субграницах появляется полосчатый контраст. Во второй области снижение напряжений течения после максимума о- ' вызвано прохождением процессов фрагментации, динамической полигонизации (ДП) и динамической рекристаллизации (ДР). В ферритной и аустенитной сталях в третьей области множественное скольжение становится более гомоген-. ным, в результате чего образуется субзеренная структура по всему объему исходных зерен, которая в результате вхождения дислокаций в субграницы трансформируется в зеренную структуру. Установившаяся стадия течения в этих условиях поддерживается балансом ДР и динамического возврата (ДВ).

Структурные изменения в двухфазной стали имеют свои особенности. Неоднородная деформация, которая локализуется в а фазе, приводит к ее сильной фрагментации . Во второй области в ферритной матрице образуется аус.тенит: на начальной стадии по межфазным границам, затем и внутри а-фази. Это вызывает деление зерен феррита и взаимное смещение его частей и, в конечном счете, перераспределение образовавшихся мелких зерен феррита в аустенитной матрице и образование микродуплексной структуры. В аустенитной фазе образование рекристаллизованных зерен практически не отмечено. Необходимо отметить особую роль межфазных границ (МФГ) в процессе структурообразования. На ранней стадии на них образ;-.. :ся "язычки", в дальнейшем происходит передача деформации из а в г фазу. В то же время МФГ являются мостом стока дислокаций, по этой причине в аустеките затруднено накопление дислокаций, и в результате в. обеих фазах преимущественно развивается ДП. Выделение г фазы по границам зерен и субзерен резко увеличивает протяженность МФГ. Активная абсорбция у/а границами дислокации интенсифицирует ЗГП, приводя к образованию микродуплексной структуры.

Результаты исследований обобщены в картах структурного состояния, предстазля:<я!их диаграммы в координатах "скорость деформации -температура деформации" и определяющих области действия основных

нехымг.'1',в структурообразсвания и количественные характеристики формирующейся структуры. Температурный порог динамической рекристаллизации повышается с увеличением скорости и уменьшением степени деформации. При значениях 17<lgZ<20 в аустенитной стали и 10<lgZ<12 в ферритной стали преобладает ДР; в случае больших значений Z формирование структуры идет путем фрагментации зерен и ДП. Снижение значений Z ведет к активизации возврата и росту зерен. В случае двухфазной стали карта структурных состояний построена только для ферритной фазы.

Таким образом, построенные карты структурных состояний позволяют выбрать режимы измельчения зерен при горячей деформации исследованных сталей. При этом необходимо учитывать исходный размер зерен, который определяет кинетику ДР. Тем не менее, использованием различных комбинаций режимов при горячей деформации трудно получить струкг туру.с размером зерен менее 1 мкм, особенно для однофазных сталей. Исследования последних лет показали возможность измельчения структуры аустенитных сталей, используя г-a'-r превращения.

ФОРМИРОВАНИЕ СУБШ1КР0КР11СТЛЛЛИЧЕСК0Й СТРУКТУРЫ В НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЯХ ПРИ И cl'-Ц ПРЕВРАЩЕНИЯХ.

Исследование влияния исходной микроструктуры било проведено на образцах стали 12Х18Н10Т в двух состояниях: 1 - крупнозернистое (отжиг при 1150°С, da"73 мкм); 2 - мелкозернистое (горячая деформация при 1000°С, da=4 мкм). Образцы обоих состояний деформировали при температуре -196°С, е=40%. Это привело к образованию мартенсита деформации, объем которого составило около 45% в образцах 1 и >30% в ' образцах 2, ширина мартенситных пластин 0,2-1,0 мкм и 0,05-0,2 мкм соответственно. Магнитометрическое исследование образцов обоих типов, показало наличие в них магнитной фазы. Б ходе нагрева объем магнитной фазы монотонно уменьшается до температуры 400-420°С; в интервале 450-600°С происходит интенсивное превращение а' базы в парамагнитную г фазу, которое полностью завершается при 625ЬС. Однако в ходе охлаждения в образцах вновь обнаруживается магнитная фаза, объем кото-' poro составляет 8-10« от исходного объема. Рентгенфазовый анализ в целом подтверждает данные магнитометрических исследований: после деформации при -196°С на ди^рактограмнах появляются линии (110), (200), (211) и (220) а' фазы, интенсивность линий от т фазы значительно ослаблена Нагрев а течение 10 мин при 625°С приводит к практическому исчезновению пиков (220), (211), (200) и сильному ослабле-

1шю интенсивности линии (110) о' фазы, при этом возрастает интенсивность линий »'фазы. Нагрев до 800°С приводит к полному исчезновению а' фазы. После охлаждения с 800 до 20°С на дифрактограмыах вновь наблюдается появление слабых пиков линий (110) и (211) а" фазы.

. Электронномикроскопическое исследование образцов обоих типов показало, что после отжига в течение 10 мин при 625°С в объемах, ранее занятых мартенситом деформации, формируются аустенитные зерна размера 0,15 мкм в образцах 2 и -.0,8 мкм в образцах 1. Наряду с этим очевидна миграция межфазной а'/%границы, по-видимому, связанная с тем, что в процессе отжига происходит' не только сдвиговое а'-у превращение, но и диффуз,;онно-контролируемое перемещение мешфазной а'/* границы.

Таким образом, размер пластин мартенсита деформации, а также параметры структуры аустенита, формирующегося в процессе «'-» превращения, существенно зависят от исходного размера зерен.

формирование СМК структуры при нагреве стали с мартенситом деформации и ее термическур стабильность исследовали на образцах 2 с мартенситом деформации при нагреве в течение 10... 60 мин при температура* 650 и 700°С. Установлено, что обратное превращение мартенсита в аустенит протекает в изотермических условиях, с тем большей скоростью, чем выше температура нагрева, о чем свидетельствует изменение микротвердости: причем, значения Н^ в течение 10 минут выдержки при температуре 650°С повышаются, затем до 20 минут интенсивно снижается и с дальнейшей выдержкой изменяются незначительно. Выдержка при температуре 700°С на вызывает дополнительного повышения микротвердости , она остается на уровне Н^ мартенсита . деформации до 5 мину? выдержки, затем интенсивно снижается, как при температуре

Структурные и фазовые исследования показали образование после 10 минутной-выдержки карбидов типа Ме2зС6, которые располагаются по границам бывших пластин мартенсита и не только определяют размер формирующихся зерен аустенита, но и вызывают дополнительное упрочнение стали. Дальнейшая вылержка при этой температуре приводит к заметному уменьшению плотности-дислокаций, но размер зерен существенно не меняется. После 60 минут отжига в структуре' не обнаруживаются следь! остаточного мартенсита.

• Отжиг при 700°С в течение 10 минут также формирует СМК структуру аустенита с средним размером зерен 0,2 мкм. Практически все новые зерна аустенита свободны от дислокаций и следов мартенситных пластин. Таким образом, увеличение среднего размера зерен аустенита с

-и- .

ростом температуры отжига и неполное повторение новыми зернами аус-тенита пространственного расположения пластин мартенсита, из которих они сформировались, свидетельствуют о том, что в процессе отжига в указанном интервале температур a'-jr превращение идет по ближнедиффу-зионному механизму.

В работе показано, что j-a' и а'-ц превращения в двухфазной аустенитно-ферритной стали 12Х21Н5Т имеют общие закономерности с превращениями в аустенитной стали, но и особености. Ввиду локализации деформации в более "мягкой"'« фазе основная доля мартенсита образуется при с>30%, и размеры пластин крупнее - 0,1-0,3 мкм. Нагрев при температуре 650°С до 30 минут приводит к формированию в обеих фазах СМК структуры: размер зерен феррита 0,15 мкм, аустенита - 0,3 мкм.

Таким образом,, процессы г-а' и a'-г превращения, в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях приводят к формированию нан в аустенитной, так и ферриткой фазе СМК структуры с достаточно ..стабильным

размером зерен. '

ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ.

Рассматриваются механические, коррозионные свойства нержавеющих сталей с микрокристаллической и субмикрокристаллической структурой и их поведение при деформации в области проявления сверхпластичности.

Механические свойства стали после различных режимов обработки приведены в таблице 2.

В исходных состояниях 1 и 2 пределы прочности и текучести стали невысокие. Образование мартенсита деформации приводит к значительному упрочнению, при этом снижаются характеристики вязкости. Эффект упрочнения значительно выше в образцах 2, что объясняется как более высокой степенью i-a' превращения, так и более тонкой структурой мартенсита. Установлено, что изменение предела прочности и текучести з процессе.отжига при температурах 650°С и 700°С коррелирует с обнаруженным ранее изменением микотвердсстц, одновременно повышается и пластичность стали. С увеличением продолжительности отжига прочность стали снижается, но даже nocie выдержки 60 минут остается на достаточно высоком уровне, несвойственном для данного класса сталей в ото«жском состоянии, что, безусловно, обеспечивается СЫК структурой.

Таблица 2. Механические свойства стали 12Х18Н10Т после различных режимов обработки.

Режим обработки

Механические свойства

"В' Ш1а

"02 ■ МПа

%

кси,

Дж/сн2

состояние 1

Деформация -196 С,с=40% Отжиг 650 С 10 мин.

570

747-в34

265

530 635

Деформация 1000°С

Отжиг 650 С:

10 мин 60 шш

Отжиг 700°С 5 МИН 60 мин

648 1416

1635 1165

1440 1110

318 1360

1585 965

1290 960

54.0

41,4 32,6

состояние 2

49,6 '8,0

10,0 22,4

9,0 26,6

74,4

63,7 72,9

68,9 48,3

49,0 57,5

47,0 55,2

218

129 170

238 101

134 186

114

144

Образование мартенсита деформации в двухфазной стали также приводит к повышению прочности и понижению пластичности, но в меньшей степени, чем в аустенитной'стали (табл.З). Это обусловлено меньшей объемной долей мартенсита, которая в предельном случае не может превышать -50%. Изменение механических свойств при отжиге имеет схожую тенденцию с изменением свойств аустенитной стали, но дополнительного упрочнения на начальных стадиях выдержки при 650°С не отмечено. Это объясняется, с одной стороны, меньшей степенью карбидного упрочнения аустенитной фазы ввиду образования карбидов преимущественно в а-фазе и на ЫФГ, и быстрым протеканйем процесов возврата в феррите с другой стороны. Тем не менее, и после отжига в течение 60 минут механические свойства стали остаются высокими. Таким образом, как т~а', так и превращение с формированием субмикрокристаллической структуры обеспечивают эффективное повышение прочности нержавеющих сталей аус-тенитного и аустенитно-ферритного классов при.сохранении характеристик прочности и пластичности на достаточно высоком уровне.

-13. Таблица 3. Механические свойства стали 12Х21Н5Т после различных режимов обработки.

Режим Механические свойства

обработки V °02' а,

МПа МПа % %

1150°С, 746 518 24 55,5

охл. в воду

-196°С, 50: 1390 1350 7,2 40,8

650°С#

10 мин 1095 1065 17,6 57,2

60 мин , 1020 875 18,0 58,0

На основании проведенных исследований разработан способ термомеханической обработки аустенитных сталей, на которое получено положительное решение (№ 4746285 от 30.01.1991 г.).

Коррозионные испытания сталей в различных состояниях показали, что стали 12Х18Н10Т и 12Х21Н5Т с СМК структурой имеют более высокие характеристики, чем крупнозернистые. Это свидетельствует о стабилизации структурно-фазового состояния деформированной при криогенных температурах стали после отжига в интервале а'-г перехода. С повышением температуры отжига и ускорением диффузионных процессов выявляется тенденция к более раннеему переходу к пассивному состоянию.

Проведенное исследование показывает, что аустенитная и аусте-нитно-ферритнап стали с СМК структурой обладают достаточно • высокой коррозионной стойкостью в сочетании с высокими характеристиками прочности и пластичности, что позволяет их применять в высоконагру-тенных конструкциях, работающих в агрессивных средах.

Исследование влияния размера зерен на проявление СП стали 12Х18Н1СТ в двух состояниях (1- мелкозернистое, й^=в мкм, 2- СМК и (17-0,15мкм) показало, что максимальные значения «.соответствуют температуре 900°С для стали в обоих состояниях, при атом сталь с СМК структурой обладает большей пластичностью в температурном интервале 700-10ГЮ°С и более сильной скоростной зависимостью а при температуре 900°С. Из результатов следует, что в стали с микрокристаллической и СМК структурой при растяжении обнаруживаются признаки СП течения, что чожет учитываться при разработке технологических процессов. В тс

же время.снизить температуру сверхпластичности в аустенитной стали с СМК структурой не удается.

* ПОЛУЧЕНИЕ ЗАГОТОВОК С РЕГЛАМЕНТИРОВАННОЙ СТРУКТУРОЙ ИЗ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ.

На основании проведенных исследований разработаны эффективные способы изготовления сортового проката трех категорий прочности для цеталей крепежа типа штырей, шпилек и др., с заданным комплексом свойств (табл.4).'

Таблица 4'.

Механические свойства сортового проката из стали 12Х18Н10Т (опытная партия).

Режимы обработки Механические свойства

V МПа "02-МПа 6, % % кси, ■ Дж/см2 №СЭ

Прокатка 20°С, отжиг 650 С, 10 мин Требования ТЗ (не менее) Кат 1115 1100 ■гория п 955' 950 гачост 23 10 [ КС 1( 60 40 Ю 102 100 42 40

Прокатка ~196°< отжиг 650 С,-10 мин Требования ТЗ Кат( 1550 1400 ггория П; 1450 1200' ЮЧНОС' 14 10 ги КС 47 40 30 116 80 45 44

Прокатка при -196 С, и отпуск 200"С старение 400 С Требования ТЗ Кат« 2065 •1750 ггория щ 2035 .1000 ЮЧНОС' 8,5 8 'и КС : 40 ' 35 75 91 80 50,5 50

В серийном производстве эти детали изготазливаются из высокопрочных мартенснтсстареющих сталей, но имеющих невысокие коррозион-' ■ х5, "чтериотикн. Полученные результаты использованы при составле-••'•(• ".'Г! ; " технологического процесса изготовления упрочненно-

I ; •• : ■-- , г - стали 12Х18Н10Т категорий прочности КС 100,

1«; 130 и КС 175". Разработанная технология позволяет получать в не р-каьеющих сталях аустенитного класса различный уровень механических свойств, и унифицировать применяемые для изготовления высокопрочного крепежа марки сталей.

По разработанной технологии изготовлены опытные партии сортовою проката трех категорий прочности и поставлены заказчику по согласованным техническим условиям. .

Технологические режимы изготовления соротового проката защищены заявкой на изобретение № 4746265/02, на которое получено положительное решение от 30.01.1991 г.

ВЫВОДЫ.

1. При горячей деформации в интервале температур 700-1000°С ь нержавеющих сталях ферритного, аустенитного, аустенитно- ' ферритногс классов выявлены 3 области. Внутри этих областей наблюдаются общие закономерности в механическом поведении и структурообразовании.. Установлено, что формирование мелкозернистой структуры происходит в результате развития динамической рекристаллизации, которая реализуется путем миграции границ исходных зерен при низких значениях Ъ или на начальных стадиях деформации, либо трансформацией субграниц с высокоугловые границы в результате их взаимодействия с решеточными дислокациями. Параметры формирующейся структуры - размер зерен,, ре-

кристаллизованный объем зависят от Т-с условий деформации (параметра

2 Существенное влияние на параметры формирующейся структуры оказывает тип кристаллической решетки. При одинаковых гомологических температурах размер рекристаплиэовнных зерен в ферритной стали с 0Ш( рещрткои оказывается на порядок больше, чем в аустенитной стали с

ГЦК решеткой.

3 Установлено, что формирование структуры типа микродуплекс при" горячей деформации в двухфазной стали протекает путем динамической полнгоннзацни и фазового а-т превращения с последующим перераспределением фаз. При одинаковых гомологических температурах размер' зерен -»-фазы близок размеру зерен аустенитной стали, а размер зерен и фазы на порядок меньше размера зерен ферритной стали.

4. Построены карты структурного состояния, определяющие темпе-ратурно-скоросткыа области протекания основных динамических процессов структурообразования, которые позволяют выбрать рациональные

технологические режимы получения регламентированной структуры в и-гследованных сталях. В настоящей работы они использованы для выбора режимов'измельчения микроструктуры аустенитной стали. Микроструктура с размером зерен 1-2 мим монет быть получена поэтапной деформацией в третьей VI второй температурно-скоростных областях.

5. Показано влияние размера исходных зерен на степень мартен-ситного превращения при холодной деформации аустенитной стали. С уменьшением размера зерен повышается количество и дисперсность мартенсита деформации: в крупнозернистой стали размер пластин мартенсита 0,2-1,0 нкм при объемной доле до 45%, в мелкозернистой стали -0,05-0,2 мкм при объемной доле >60%.

6. Исследовано формирование субмикрокристаллической структуры при нагреве аустенитной и аустешшю-ферритной сталей содержащих мартенсит деформации. Показано, что в сталях с исходным мелким зерном СМК структура с размером зерен до 0,1-0,3 мкм может бить получена при обратном a'~i превращении и последующей рекристаллизации.

7. Исследование механических и коррозионных свойств аустенитной и аустенитно-ферритной сталей с СМК структурой показало возможность повышения предела прочности и текучести-в 2-4 раза при сохранении удовлетворительной пластичности и высоких коррозионных свойств.

8. Показано, что аустенитная сталь с СМК структурой проявляет сверхпластическое поведение при Т=900°С, е=10"3- При этом наблюдаются более высокие зпаченил относительного удлинения в и ко J эффициента-и по сравнению со сталью с микрокристаллическим зерном.

9..Результаты исследований использованы при разработке директивного технологического процесса изготовлении сортового проката для деталей крепежа с широким спектром свойств: <г - 1000-2000 МПа, о^ --- 950-1800 МПа, 5 = 8-35%, # - 35-55%, KCU =•• 50-180 Дж/см2. РазраО* тайные режимы позволяют получать различный комплекс физико-механических свойств в нержавеющих сталях за счет изменения микроструктуры и применять их вместо дорогостоящих высокопрочных сталей

' ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНО В СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ

1 А.Belyakov, R.Zaripova, R.Kaibysliev, G.Salitshcv Mechaniкг,;ь oi the formation of high angle grain boundaries during t.he hot deformation of stainless steels. "Collogue de Phycique", 1990, v 51, ti-1, p.435-438.

2 К.Г.Фархугдшюв, P. Г.Зарипова, Ь.Ь.Счшщциа, X.H Мулл-'св, П.-! Afi-дуллии Структура и магнитные свойства аусченитьой стили ШП'.НШТ ь

Р'му.'П.тато эг-ос'--у превращений. "Металлофизика", 1991, т. 13, №1,

" 51 -57

I К С Фархутдинов, Р.Г.Зарипова, Е.Е.Синицына, Н.А.Брейшша. Высокопрочное состояние и коррозионные свойства нержавеющей аустенитнон '.-тали 12Х18Н10Т. "Металлофизика", 1991, т. 13, №1?,. 4 АС № 1615198 (СССР), С220 8/00. Способ изготовления изделий и? >■-ароирочнчх аустенитиых сталей на основе системы Ге-Сг-Ш . О.Л.Кай-'"чгев, Г.А.Сялищеп, Г. Г. Зарипоза.

Положительное решение по заявке № -1832734/02. Способ обработки аустенитно-илртенентиых сталей. Г.А.Салпщев, Р.Г.Зарипова, В.Д.Афанасьев.-23.01 .1991г.

Положительное решение по заявке М" 4746285/02/, Способ упрочнения ■чустепитннх сталей. 0. А. Кайбкч.тв, К. Г. Фархутдинов, Р.Г.Зарипова, Г К Сишщыпа - 30.01 .1991 г.

р-дипсанэ к печати: 12.91 г.

•Гч- рмят бумаги 60x84 1/16. Бумага тпп..,;2. .Печать офсетная.

¡'"■чэтных листов 1,0 . Тира* 100 экз. Закчз 568_.

Т'огапр.шт Г.я'чч:гс:ксг'-> университета. /чч, ул. ¡рунзе.З;'. 4^0074.