автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Горячая деформация, структура и свойства азотсодержащих сталей различного назначения

МОСКОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ _(технологический университет)_

На правах рукописи

ЛОЖНИКОВ Юрий Игоревич

ГОРЯЧАЯ ДЕФОРМАЦИЯ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА АЗОТСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ РАЗЛИЧНОГО НАЗНАЧЕНИЯ

Специальность 05.16.01 - металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

Москва - 2004

Диссертационная работа выполнена в Московском Государственном институте стали и сплавов (технологическом университете)

Научный руководитель

доктор физико-математических наук, профессор КАПУТКИНА Л,М.

Официальные оппоненты

доктор технических наук, профессор БЛИНОВ В.М , кандидат технических наук, доцент ЧУДИНА О.В.

Ведущая организация

ОАО «Московский металлургический завод «Серп и молот», г. Москва

Защита состоится «21» октября 2004 г. в 15 час. 40 мин. на заседании специализированного Совета Д-212 132 08 при Московском Государственном институте стали и сплавов (119049, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, д 4 в ауд «436» корпуса «Б»).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского Государственного института стали и сплавов

Автореферат разослан « ¿1 » сентября 2004 г.

Учёный секретарь Совета профессор,

доктор физико-математических наук

ЪосЯ

/игчог2

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы.

Применение высокоазотистых сплавов, в которых азот используют в качестве легирующего элемента, представляет собой сравнительно новое направление в металловедении. Азот - недефицитный элемент, а если не использовать высокие сверх равновесные концентрации, то азотсодержащие стали можно выплавлять обычным способом в электропечах без высокого давления. Азотсодержащие стали - это, как правило, легированные и высоколегированные стали, обычно с повышенным содержанием хрома и других нитридообразующих элементов. Для таких сталей эффективно применение термомеханической обработки.

При выборе термомеханической обработки необходимо учитывать высокое деформационное упрочнение сталей с азотом и действие азота по торможению рекристаллизации, в некоторых случаях может оказаться предпочтительным прохождение динамической рекристаллизации. Важным является исследование холодной и горячей деформации литых азотсодержащих сталей, при которой можно сохранить дендритную структуру и получить естественный слоистый композит и таким образом регулировать анизотропию свойств. Также важным представляется исследовать эффективность влияния азота на термомеханическое упрочнение различных классов сталей и выявить классы сталей или систему легирования, где наиболее благоприятно упрочнение при сохранении других высоких механических и эксплуатационных свойств.

Чаще в цикле термомеханической обработки, в том числе азотсодержащих сталей, применяется традиционно продольная прокатка, которая не устраняет химической ликвации и неоднородности литой структуры, поэтому актуальна другая схема деформации, при которой устраняется осевая неоднородность и создаётся более благоприятная текстура, способствующая получению более высоких показателей конструкционной прочности, а также и вязкости длинномерных изделий, особенно работающих в условиях одноосного нагружения.

Экономичность применения азотсодержащих сталей будет возрастать вследствие роста затрат на экологию, стоимости и дефицитности легирующих элементов, требований экономии энергии в производстве и снижении металлоемкости. Отсутствие справочных данных по горячей деформации и структурным процессам при термической и термомеханической обработках во многом сдерживает применение этих сталей. Анализ сталей различных классов и систем легирования позволил бы дать более широкое представление о влиянии азота на структуру и свойства после различных схем

(>

термомеханической обработки (ТМО), выделить оптимальную схему обработки для получения высокого комплекса механических свойств.

Цель и задачи исследования.

Целью настоящей работы было изучить сопротивление и структурные процессы горячей деформации, структуру и свойства азотсодержащих сталей промышленной и лабораторной выплавки в обычных печах после различных схем термомеханической обработки; оценить эффективность термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей различных структурных классов.

Задачами исследования являлись:

1. Получение диаграмм горячей деформации сжатием; исследование влияния легированное™, степени, скорости, температуры деформации и рекристаллизации на сопротивление металла деформации при горячем сжатии.

2. Исследование эволюции литой структуры азотсодержащих сталей в ходе холодной и горячей деформации.

3. Исследование структурных процессов, изменения фазового состава, текстуры, механических свойств сталей при термической и термомеханической обработках с использованием различных схем горячей деформации.

4. Исследование влияния азота на коррозионную стойкость аустенитных и аустенитно-мартенситных сталей и некоторые технологические свойства.

Научная новизна и практическая ценность работы.

Научная новизна выполненной работы заключается в следующем:

- Получены диаграммы горячей деформации сжатием для большого числа промышленных азотсодержащих сталей различного состава и назначения в интервале температур закалки 1020-1200 °С и скоростей деформации ё = 0,1-10 с"1.

- Показано, что параметры диаграмм деформации сложным образом зависят от субструктурного упрочнения аустенита, фазового состава, температуры и скорости испытания, выделения карбонитридов при деформационном старении.

- Показано, что применение радиально-сдвиговой прокатки в цикле ВТМО более благоприятно, чем применение продольной прокатки, для получения больших величин прочности и, особенно, пластичности высокопрочных сталей, работающих в условиях одноосного растяжения.

Практическая ценность работы заключается в разработке режимов термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей разных структурных классов и в разработке рекомендаций по её проведению, а также в конкретных рекомендациях по получению естественного слоистого композита при деформации некоторых литых

азотсодержащих сталей; в построении диаграмм конструкционной прочности термомеханически упрочнённых азотсодержащих и аналогичных безазотистых сталей различных структурных классов и назначения; в уточнении концентрационных коэффициентов дилатации кристаллической решётки при растворении азота в аустените для сталей различных систем легирования. Практическая ценность работы подтверждена Актами об использовании результатов диссертационной работы предприятиями: ОАО «НАЗ «Сокол» и ОАО «КУЛЗ».

Основные положения, выносимые на защиту:

- Установленные закономерности упрочнения и структурных изменений в ходе горячей деформации сжатием в зависимости от легированности, степени, скорости и температуры деформации.

- Результаты изучения эволюции литой структуры высоколегированных аустенитных азотсодержащих сталей в ходе холодной и горячей деформации.

- Установленные закономерности процессов структурообразования и упрочнения горячедеформированных сталей в зависимости от режима термомеханической обработки и легированности стали.

- Разработанные рекомендации по выбору состава и рациональных режимов термической и термомеханической обработки азотсодержащих сталей для достижения высокого комплекса механических и эксплуатационных свойств, в частности для коррозионностойких и теплостойких сталей с равновесным содержанием азота.

Апробация работы.

Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах:

-Научно-технический семинар «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов», МИСиС (Москва, 2001 г.);

-XL Международный семинар «Актуальные проблемы прочности», НГУ (Великий Новгород, 2002 г.);

- 9th International Conference on Metal Forming "Metal Forming 2002", The University of Birmingham (Birmingham, UK, September 9-11, 2002);

- XV Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», ТГУ (Тольятти, 2003 г.);

- Int. Conf. on Processing & Manufacturing of Advanced Material "THERMEC'2003" (Leganes, Madrid, July 7-11, 2003);

- 2-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ-2004, МИСиС (Москва, 2004 г.);

- Международная конференция «Строительство, материаловедение, машиностроение «Стародубовские чтения-2004», (Днепропетровск, Украина, 2004 г.);

- Int. Conf. on Recrystallization and Grain Growth, ReX & GG2, SF2M, (Annecy, France, 30th August - 3rd September, 2004).

Публикации

По теме диссертации опубликовано 12 работ, перечень которых приведён в конце реферата.

Структура и объём работы.

Диссертационная работа состоит из введения, трёх глав, выводов, списка литературы из 128 наименований. Диссертация изложена на страницах, содержит jVрисунка, таблиц и приложение.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР содержит литературные данные об использовании азота как легирующего элемента; свойствах нитридов, карбидов и карбонитридов; образовании ст-фазы; методах введения азота в сталь; структуре, технологических и механических свойствах конструкционных нержавеющих и инструментальных сталей и влиянии на структуру и свойства сталей азота; коррозионной стойкости сталей и влиянии на неё азота.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом исследования служили литые, кованые и горячекатаные образцы 30 марок сталей промышленной и лабораторной выплавки ферритного, ферритно-мартенситного, ферритно-аустенитно-мартенситного, аустенито-мартенситного,

аустенитного и мартенситного классов разных систем легирования (хромистые, хромоникелевьте, хромомарганцевые, хромоникельмарганцевые и комплексно легированные с разным содержанием азота) и различного назначения (конструкционные, инструментальные, коррозионностойкие).

Основными обработками являлись: закалка, горячая продольная прокатка с обжатием на 50 и 80 % в цикле ВТМО за один и два прохода соответственно, холодная продольная прокатка с обжатием на 25 % за два прохода, обработка холодом при -70 °С, 2 ч. и отпуск

Температуры нагрева под прокатку в цикле ВТМО были на 20-50 °С выше закалочных температур, соответствующих марке стали. Учитывая толщину образцов (11-20 мм) время

нагрева в печи составляло до 30 мин. Время выдержки при температуре нагрева для всех образцов составляло 1 ч. Горячую деформацию продольной прокаткой (11111) за два прохода осуществляли с междеформационной выдержкой в печи -10-20 с при температуре нагрева под прокатку или в термостате с выдержкой -10-20 с. Поэтому горячую деформацию за два прохода лишь условно (по геометрическим пропорциям) можно назвать деформацией с е = 80 %. Радиапьно-сдвиговую прокатку (РСП) проводили за пять проходов с междеформационной паузой -10-20 с в печи. Холодную деформацию на 25 % осуществляли продольной прокаткой (ХПП) за два прохода (23 % в первом проходе + 2 % во втором проходе).

В ходе работы применялись следующие методы исследования структуры и свойств образцов исследуемых сталей: металлографический для оценки зёренной структуры на световых микроскопах марки «Neophot 21» и «Union»; рентгеноструктурный для анализа фазового состава, оценки периодов решёток, физического уширения линий и текстуры со съёмкой на дифрактометрах марок «ДРОН-2» и «ДРОН-3», для исследуемых систем легирования были рассчитаны концентрационные коэффициенты дилатации кристаллической решётки аустенита; электронномикроскопический для оценки зёренной структуры и субструктуры на электронном микроскопе марки «Tesla BS-540»; измерение твёрдости по Виккерсу твердомером МПВ-1У42; испытания на растяжение при комнатной температуре на разрывной машине марки «1958У-10-1» для получения диаграмм деформации, характеристик прочности и пластичности; испытания на горячее сжатие образцов на дилатометре-пластометре марки «805 A/D» для получения диаграмм деформации и исследования структурных процессов; испытания на ударный изгиб на копре марки «МК-30»; испытания на МКК на потенциометрической установке.

ДИАГРАММЫ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ (ДГД) И СТРУКТУРНЫЕ ПРОЦЕССЫ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ СЖАТИЕМ

Осадку образцов марок нержавеющих сталей осуществляли с истинной деформацией (е) до 0,6 в вакууме и затем мгновенное охлаждение до комнатной температуры в парах гелия. Размер цилиндрического образца составлял 05x10 мм'. Скорости деформации составляли 0,1; 1 и 10 с"1. Температуры нагрева под деформацию составляли 1000-1240 °С в зависимости от марки стали.

В процессе осадки разрушилась часть образцов марок азотсодержащих сталей при много меньшей степени деформации (таблица 1): 05Х15Н5МВАФ при é = 1 с"1, 20Х17Ао,о75 при é = 10 с"1 и сталь с исходно дендритной структурой 20Х20АГ17 при 8=1 с"1.

Таблица 1 - Параметры диаграмм горячего сжатия и структуры закаленных

горячедеформированных сталей*

ГС и* ГС ёгс, мкм/ <1гпп, мкм //Кф ^ реп

№ Марка стали Тгу, Е, Лет (Аа)

'С с"1 Е уст ГС с1 МПа Мах{+) мкм

1 2 3 4 5 6 1 8 9

1 12X13 1000 0,1 0,26/0,60 105/(10) 29/+(16) 2,3/-//- -/-

1 0,38/0,60 145/(12) 44/+ (16) 4,21-11-

10 0,60/- 191/- 38/-(1а) 4,0/-//-

2 12Х13Аои 1000 0,1 0,26/0,54 144/(28) 90/+(16) 2,5/-//- -/-

10 0,42/- 262/- 90/-(1а) 2,8/-//-

3 12X17 1000 0,1 0,29/0,51 48/(6) 100/+ 2,7/-//- -/6,9

1 0,60/- 72/- 95/- 2,7/5,1//2,5

10 0,43/- 117/7 95/- 2,5/-//-

1050 1 0,60/0,60 72/(5) 95/- 2,7/-//- -/-

4 12Х17Ао,8 1000 0,1 0,22/0,57 11/(52) 100/+ 3,7/-//- -/6,0

1 0,34/0,57 230/(30) 100/+ 3,0/5,8//2,2

1050 1 0,25/0,53 154/(30) 50/+(16) 12/-//- -/-

5 20Х17А0,075 1000 0,1 0,24/0,60 138/(47) 100/+ 2,0/-//- -/6,6

1 0,26/0,50 243/(33) 95/+ 1,8/-//-

1050 1 0,34/0,52 153/(11) 95/+ 2,5/-//- -/-

6 20Х20АГ17 (дендриты парал.) 1050 0,1 0,37/0,58 109/19 -/+ -1-11- -/-

20Х20АГ17 (дендриты 0,1 0,22/0,44 132/38 -/+ -1-11-

перпендикулярны к оси сжатия) 1 0,30/0,57 153/8 -/+ -1-11-

7 15Х15Н4АМЗ 1100 0,1 0,33/0,48 117/(9) 40/+(16) 35/-//- -/36

1 0.38/- 206/- 100/- (2) 9.0/25//2.6

10 0,44/0,60 226/(4) 100/+ 5,2/-//-

1150 1 0,49/- 159/6 10/- (1а) 21/-//- -/-

8 07Х14Н5МВАФ 1100 0,1 0,26/0,50 137/(11) 100/+ 2,51-11- -/-

1 0,29/0,59 163/(29) 100/+ 2,8/11//1,9

10 0,38/- 219/(15) 95/+ 3,5/-//-

1150 1 0,39/- 160/21 90/+ 3,5/-//- -/-

9 05Х15Н5МАФ 1100 0,1 0,18/- 70/- 95/+ 8,7/7,1//1,4 15/-

10 07Х16Н6 1050 0,1 0,32/0,57 144/(25) 95/+ 5,0/-//- 37/37

1 0,39/- 202/- 80/-(1а) 5,7/12//2,1

10 0,42/- 209/(5) 100/+ 5,3/-//-

1100 0,1 0,34/- 60/- 100/- (2) 6,8/-//- -/-

1 0,60/- 171/- 40/-(1а) 6,5/-//-

11 10Х13Г12Н2С2Д2АБ 1050 0,1 0,32/0,60 124/(11) 85/+(16) 3,3/-//- -/-

(4) 1 0,29/0,60 119/(15) 100/+ 9,7/-//-

12 12Х17Г9АН4 1050 0,1 0,29/0,60 187/(27) 65/+(16) 6,3/-//- -/31

1 0,46/0,54 215/(2) 10/+(16) 10/13//2.4

1100 1 0,37/0,58 184/(15) 97/+ 3,7/-//- -/-

10 0,40/0,58 221/(8) 100/+ 3,9/-//-

13 55Х20Г9АН4 1150 0,1 0,17/0,58 149/(53) 100/+ 171-11- -/43

(3) 1 0,32/0,60 215/(46) 100/+ 16/10//1,1

14 05Х18Н9ГЗАМ2 (дендриты пар) 1100 0,1 0,60/- 75/- 10/- 11 /-//- -/20

05X18Н9ГЗАМ2 (дендриты пер ) 1 0,60/- 290/- -/- -1-11-

15 08Х18АН10(1) 1050 1 0,32/0,59 208/(29) 80/+(16) 4,0/11//1,8 17/33

10 0,39/- 269/- 95/- 2,3/-//-

1100 0,1 0,31/0,59 100/(10) 100/+ 3,8/-//- -/-

1 0,44/0,60 201/(24) 100/+ 4,3/-//-

Продолжение таблицы 1

4 5 6 7 8

16 12Х18Н10Т 1050 0,1 0,24/0,46 135/(17) 100/+ 4,5/-//- 17/22

1 0,30/0,57 155/24 I00/+ 3,8/6,4//2,3

17 12Х25Н16Г7АР 1150 0,1 0,21/0,59 167/(79) 60/+ (16) 32/-//- -/89

1 0,51/0,51 243/9 30/-(1а) 32/16//1.1

1200 1 0,60/- 178/- 100/-(2) 8,1/-//- -/-

18 10Х23Н18 1150 0,1 0,34/- 60/- 100/- (2) 25/-//- -/74

(3) 1 0,25/0,40 90/7 100/+ 21/76//-

19 12Х23АН18 1150 0.1 0,18/0,56 144/(62) 100/+ 9,2/-//- -/-

1 0,54/- 247/- 95/- 7,3/-//-

1200 1 0,55/- 179/(3) 100/+ 5,1/-//- -/-

20 09Х16Н25М6АФ 1150 0,1 0,10/0,37 204/(21) 20/+ (16) 16/14//1,2 -/20

1 0,36/- 233/(6) 5/+ (16) 8,3/-//-

* Для горячего сжатия: Тгс - температура; <тгаи гс, ещах гс - максимальное напряжение

и соответствующая ему степень деформации; Гс, Ея гс - напряжение на установившейся стадии и соответствующая ему степень деформации, при которой оно достигается; До = отах гс - ®sa гс, (До) = Отах нс - Оо,б не; Vr - объемная доля рекристаплизованных зерен; drc -размер зерна.

Для закаленных и прокатанных образцов: dnn, Кф - средний размер зерна и коэффициент формы при продольной прокатке с обжатием 50 %; dpcn - средний размер зерна при радиально-сдвиговой прокатке с относительной деформацией 65 %; - размер зерна после закалки.

1а - объём рекристаллизованных зёрен менее 95 % и отсутствует максимум на диаграмме горячего сжатия; 1 б - объём рекристаллизованных зёрен менее 95 %, но имеется максимум на диаграмме горячего сжатия; 2 - объём рекристаллизованных зёрен более 95 % и отсутствует максимум на диаграмме горячего сжатия; 3 - больший размер зерна при горячем сжатии и объём рекристаллизованных зёрен более 95 %; 4 - эффект старения

Из анализа типа и параметров диаграмм горячей деформации, полученных при горячем сжатии образцов, можно выделить следующие закономерности.

Качественно характер диаграмм горячей деформации изменяется в зависимости от температуры и скорости деформации и примерно одинаков для всех сталей, то есть с ростом температуры и понижением скорости деформации сопротивление деформации уменьшается. Наличие или отсутствие максимума на диаграммах не является достаточным признаком основного процесса динамической рекристаллизации. Возможно наличие максимума при практическом отсутствии или неполном развитии рекристаллизации (вариант (16) в таблице 1) или напротив: отсутствие максимума при полном прохождении рекристаллизации (вариант 2 в таблице 1). Азот при прочих равных условиях повышает сопротивление деформации и тем сильнее, чем выше концентрация его в твёрдом растворе; в результате

растёт уровень всех характеристик напряжений: am«x, ayc,; максимум напряжения достигается обычно раньше в сталях с азотом и с уменьшением скорости деформации При одинаковом базовом составе стали, легированные азотом, характеризуются более высоким уровнем напряжений и, соответственно, более мелким рекристаллизованным зерном. С повышением температуры деформирования возрастает доля растворившихся карбонитридов, растёт легированность твёрдого раствора Cr, V, W и другими элементами, снижающими скорость диффузии, повышающими сопротивление деформации. Легирование стали никелем способствует ускорению процессов разупрочнения и соответственно снижению сгшах, если не превалирует влияние большей растворимости карбонитридов и увеличения легированности аустенита другими элементами в комплексно легированных сталях

Рост уровня напряжений и, особенно, температурный рост скорости диффузии ведёт к ускорению процессов разупрочнения.

В хромистых и хромомарганцевых сталях с азотом, судя по низким значениям среднего размера зерна и коэффициенту формы после горячего сжатия, преимущественно проходит процесс динамической рекристаллизации и более интенсивно, чем в хромоникелевых сталях типа Х15Н5, Х18Н10 и Х23Н18.

При деформации в полностью аустенитной области легирование хромом и особенно азотом снижает энергию дефекта упаковки, что приводит к большему деформационному упрочнению и меньшему разупрочнению даже при некотором развитии процессов динамической рекристаллизации при высоких степенях деформации (е > 0,5). Это проявляется в большем размытии максимума по степени деформации, но сопровождается в ряде случаев снижением горячей пластичности, особенно при высоких скоростях и пониженных температурах деформации (сталь 20Х17А0,075)- Реализуемая при испытаниях на горячее сжатие степень деформации в таких случаях ограничивалась появлением трещин Этот факт следует учитывать при выборе режимов горячей обработки давлением азотсодержащих сталей.

Увеличение содержания азота и углерода в стали при практически полном растворении нитридов и карбонитридов, как правило, способствует уменьшению Emaxt ТО еСТЬ достижению равновесия между процессами упрочнения и разупрочнения при меньших степенях деформации.

Стали типа Х15Н5 с V и W имеют меньший размер зерна после горячего сжатия. Карбонитриды V и W, образующиеся в ходе деформации, способствуют сохранению более мелких динамически рекристаллизованных зёрен, что может привести к обратной тенденции: с уменьшением уровня напряжений при снижении ё размер рекристаллизованных зёрен уменьшается (не возрастает). Мо в стали 15Х15Н4АМЗ тормозит рекристаллизацию:

при малых скоростях, то есть при относительно невысоких напряжениях рекристаллизация не проходила даже при 1150 °С.

Среди хромистых сталей, при равных условиях, наименьшей долей рекристаллизации обладает сталь типа Х13. Наличие феррита в сталях типа Х17 способствует прохождению рекристаллизационных процессов и снижению сопротивления деформации.

Сопротивление деформации сталей дополнительно легированных азотом и нитридообразующими элементами (Мо, V, № и №>) существенно (до 2 раз) выше, чем у безазотистых сталей с тем же базовым составом.

Протекание деформационного старения, особенно при малых скоростях деформации (£ = 0,1 с"1), и выделение карбидов и карбонитридов, более вероятное в ходе горячей деформации » легированных азотсодержащих сталей (например,

стали 1 ОХ 1ЗГ12Н2С2Д2АБ (рисунок 1), ведёт к снижению сопротивления деформации, ускорению * разупрочнения (Да = аШ1 - аусг: До при 0,1 с"1

равна 11 МПа, а при 1 с"1 - 15 МПа), появлению на диаграмме «площадки» текучести и нарушению температурно-скоростных зависимостей

сопротивления деформации и упрочнения сталей.

ДЕФОРМАЦИЯ ЛИТЫХ СТАЛЕЙ С ДЕНДРИТНОЙ СТРУКТУРОЙ

На примере исходно литых сталей марок 20Х20АГ17 и 05Х18Н9ГЗАМ2 изучалось ' изменение дендритной структуры при деформации сжатием со скоростями деформации 0,1 и

1 с'. Образцы заготовок вырезались так, чтобы оси дендритов 1-го порядка были расположены вдоль длины цилиндрического образца (||) или поперёк длины образца (±).

Кривая горячего сжатия образца стали 20Х20АГ17 ([Ы] = 0,26 % масс.) вдоль осей 1-го порядка соответствовала хрупкому разрушению дендритов. При истиной деформации -0,26 дендриты раскалывались в нескольких местах и разворачивались в сторону уширения образца, при дальнейшем увеличении деформации происходило дробление осей дендритов, расположенных вдоль направления деформации. Структура такого материала после испытания - разнонаправленные искажённые «куски» осей дендритов.

е

Рисунок 1 - Диаграммы горячей деформации сжатием сталей 10Х13Г12Н2С2Д2Б и 10Х13Г12Н2С2Д2АБ

Сопротивление деформации в случае поперечного расположения дендритов выше, чем при продольном (рисунки 2, 3). Пики на кривой 1 рисунка 2 объясняются, вероятно, соприкосновением осей дендритов I порядка при их развороте и разрушением дендритов при достижении каких-то критических напряжений. Причём с увеличением степени деформации дендриты раскалываются на всё более мелкие куски После деформации поперёк осей дендритов 1 -го порядка структура стали - уплотнённые «перемолотые» дендриты

о, МПа

о о о о о о о

Рисунок 2 - Диаграммы горячей деформации сжатием стали 20Х20АГ17

Рисунок 3 Диаграммы горячей деформации сжатием стали 05X18Н9ГЗАМ2

Зависимость сопротивления деформации от скорости деформации носит обычный характер: с увеличением скорости увеличивается сопротивление деформации. Деформация стали с большей скоростью деформации смещает максимум к большим степеням деформации При малой скорости деформации (0,1 с'1) на диаграммах замечено появление «площадки» текучести и более резкое падение напряжения за <Ттах- Это может быть результатом как деформационного старения (аналогично исходно деформированным сталям), так и уменьшения прочности из-за разрушения слоистой структуры в результате ускорения диффузии и выравнивания составов, а также ускорения процессов рекристаллизации Для более определённых выводов необходимы дополнительные исследования.

Сопротивление горячей деформации стали 05Х18Н9ГЗАМ2, также как и стали 20Х20АГ17, в случае параллельной ориентировки дендритов I порядка относительно осей сжатия, меньше, чем для перпендикулярной ориентировки Деформация с е = 0,6 не приводила к рекристаллизации. Наблюдается большее различие в сопротивлении

деформации различно ориентированных образцов, чем у стали 20X20АГ17 Различие может быть связано как с составом, так и с разной дисперсностью дендритной структуры этих сталей.

После деформации поперёк роста дендритов 1 -го порядка структура стали 05Х18Н9ГЗАМ2 - также уплотнённые «перемолотые» дендриты. Сами дендриты были дисперсией, чем в стали 20X20АГ 17 и после горячего сжатия происходит большее уплотнение. При деформации вдоль осей дендритов 1-го порядка структура дендритов не «перемалывается», но оси дендритов безусловно ломаются, и отдельные куски как бы извиваются. Максимум достигается также при е = 0,6; при е = 0,6 структура остаётся практически нерекристаллизованной (доля рекристаллизованых зёрен составляет -10 %).

Исследовалась эволюция литой структуры в результате холодной прокатки сталей марок 12Х17А0,18; 20Х20АГ17; 10Х13Г12Н2С2Д2АБ; 07Х14Н5МВАФ и 12Х23АН18 и горячей прокатки сталей марок 20Х29АГ17 и 05Х18Н9ГЗАМ2.

В результате холодной прокатки (ХПП) с обжатием на 25 % ферритной стали 12Х17Ао,18 дендриты 1-го порядка, исходно наклонённые под углом 25 ° к направлению прокатки, развернулись вдоль направления прокатки, образовались трещины по ширине образца. Разрушение образца произошло в том месте, где незначительное количество первичных дендритов были практически перпендикулярны к подавляющему большинству других дендритов.

ХПП поперёк осей первичных дендритов аустенитной стали 20Х20АГ17 привела к увеличению расстояния между этими осями на 4 и 84 мкм при е = 20 и 40 % соответственно. При этом в результате первого прохода разворачивались оси первичных дендритов по направлению к течению металла на -30 ° и образовалось 5 % мартенсита, а после второго -увеличилось расстояние между осями дендритов без изменения угла и увеличилась доля мартенсита до 23 % Дендритная структура не разрушилась.

Исходная дендритная структура мартенситной стали 07Х14Н5МВАФ и аустенитной стали 10Х13Г12Н2С2Д2АБ была разнонаправленной В этих сталях оси первого порядка дендритов в результате ХПП разворачивались на определённый угол и увеличивалось расстояние между центрами пересечения осей дендритов 1-го порядка. Причём после ХПП в образцах стали 07Х14Н5МВАФ, как и в образцах стали 12X17Ао,18, образовывались трещины поперёк направления прокатки.

Для литых и холоднокатаных аустенитных сталей проводили высокий отпуск на максимальную твёрдость, а для ферритной и мартенситной - на максимальную вязкость и определяли механические свойства на образцах, с той же ориентировкой относительно осей

дендритов первого порядка, что и при ХПП - для литых сталей; холоднокатаные образцы растягивали вдоль направления прокатки.

Для всех исследованных сталей с дендритной структурой в литом и холоднокатаном состоянии (кроме стали 12Х23АН18) значения показателей пластичности при испытании на разрыв после различных режимов обработок были довольно низки (6ю 5 3%, у < 5%).

Сталь 12X23 АН18 в литом состоянии имела = 207 МПа, 6ю = 32 %; после ХПП с обжатием на 25 % и отпуска при 700 °С, 1 ч. - а0,2 = 572 МПа, 5ю = 20 %, то есть ей можно применять в литом состоянии в качестве слоистого композита с сохранением достаточно высоких прочностных и пластических свойств (уровень свойств выше требуемых ГОСТ 5949-75).

На образцах исходно литых сталей с дендритной структурой марок 20Х20АГ17 и 05Х18Н9ГЗАМ2 проводились закалка, горячая продольная прокатка с обжатием на 50 % (для обеих сталей) и 80 % (для стали 05Х18Н9ГЗАМ2) и старение. Температурно-временные условия обработок были такими же, как и для исходно деформированных сталей.

После закалки в литых сталях 20Х20АГ17 и 05Х18Н9ГЗАМ2 сохраняется полностью аустенитная структура матрицы.

Горячая продольная прокатка (ГГОТ) с обжатием на 50 % стали 20Х20АГ17 при температуре 1070 "С была проведена поперёк осей дендритов 1-го порядка, а стали 05Х18Н9ГЗАМ2 - под углом -30 ° к данным осям. Для обеих сталей охлаждение после закалки и ГПП в цикле ВТМО проводилось в воде и с -550 °С на воздухе. В результате, вероятно, низкой температуры конца ГПП и повышенного содержания избыточных фаз и, соответственно, обеднения аустенита легирующими элементами в структуре стали 20Х20АГ17 образовалось 17 % мартенсита (и феррита). Сталь 05Х18Н9ГЗАМ2 даже после ВТМО с двумя проходами при ГПП остаётся полностью аустенитной.

В результате ГПП за один проход в обеих сталях разрушилась дендритная структура (рисунок 4), она оказалась «перемолотой». В обеих сталях наблюдается упрочнение в результате выделения карбонитридов и горячего наклёпа по сравнению с закалённым состоянием. Уровень механических свойств после закалки у стали 20Х20АГ17: сто.2 = 270 МПа, а, = 490 МПа, 8,0 = 37 %, у = 56 %, HV5 = 329 МПа, KClf20 = 2,1 МДж/м2, у стали 05Х18Н9ГЗАМ2: о0.2 = 196 МПа, о. = 534 МПа, 8ю = 34 %, у = 62 %, HV5 = 260 МПа, KClT20 = 2,0 МДж/м2; после ГПП на 50 % в цикле ВТМО - у стали 20Х20АГ17: <т0,2 = 630 МПа, а. = 710 МПа, 5ю = 25 %, у = 51 %, HV5 - 354 МПа, KCl/20 = 0,2 МДж/м2, у стали 05Х18Н9ГЗАМ2: а0,2 = 489 МПа, ст. - 678 МПа, 6ю = 18 %, \|/ = 60 %, HV5 = 262 МПа, KCU"0 = 1,0 МДж/м2.

Проводилась холодная деформация продольной прокаткой (ХПП) с обжатием на 25 % после закалки и ВТМО с 11111 литой стали 05Х18Н9ГЗАМ2. ХПП закалённой стали проводилась под углом -75 ° к направлению осей дендритов 1 -го порядка (см. рисунок 4) После ХПП сталь оставалась аустенитной, характер дендритной структуры сохраняется, изменяется расстояние между отдельными «частями» разрушенных дендритов (рисунок 4,в).

Рисунок 4 - Дендритная структура стали 20Х20АГ17 (а) после ВТМО с ГПП 1070 "С, (е - 50 %), 0,2 с"' и дендритная структура сталей 05Х18Н9ГЗАМ2 (б, в, г) после ВТМО с ГПП, ВТМО с ГПП и ХПП на 25 %• б - закалка, 1070 °С, вода + воздух 550 "С; в закалка, 1070 °С, (е = 50 %), 0,2 с'1, вода + воздух 550 °С + ХПП (е - 25 %), 0,6 с '; г - ГПП, 1070 °С, (Е = 50 %), 0,2 с"1, вода + воздух 550 °С + ХПП (е = 25 %), 0,6 с"1;

НД - направление деформации, НОД - направление осей дендритов 1-го порядка

Деформация холодной прокаткой с высокими степенями обжатия после закалки и ВТМО с 1 IUI для всех исследуемых сталей с дендритной структурой вредна и даже высокий отпуск таких сталей не приводит к увеличению значений пластичности и вязкости. Остаётся сильное влияние дендритной структуры как концентратора напряжений при испытании на разрыв. Более рациональной обработкой исследуемых литых и горячекатаных аустенитных сталей с исходной дендритной структурой (с точки зрения получения удовлетворительного или высокого комплекса механических свойств) является закалка. Причём большей пластичностью и вязкостью обладают образцы сталей с направленностью осей дендритов 1го порядка перпендикулярно как направлению горячей прокатки, так и направлению растяжения закалённого металла.

| 75

» НДГПП

-30°

НДХПП

НОД

СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ. ВЛИЯНИЕ СОСТАВА, ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ И СХЕМЫ ДЕФОРМАЦИИ

Результаты исследования структуры и механических с войств после термической и термомеханической обработок по схемам ВТМО с горячей продольной или радиально-сдвиговой прокаткой показали следующее.

В инструментальные стали типа ЗХЗМЗФ и Р6М5 эффективно вводить равновесное количество азота; твёрдость и конструкционная прочность оказываются выше, чем у безазотистых прототипов. Однако для азотсодержащих сталей опасно подстуживание при ВТМО и необходимо более строго соблюдать температурные режимы обработки.

Уменьшение температуры конца горячей продольной прокатки для штамповых сталей ведёт к выделению большего количества карбидов и карбонитридов различного состава, появляется карбид (карбонитрид) молибдена М02С (Mo2(CN)).

В результате высокого отпуска (600 °С, 2 ч.) значения относительного удлинения, относительного сужения и вязкости в штамповых сталях увеличиваются, успевают пройти диффузионные процессы разупрочнения.

Стали с азотом более пластичны в горячем состоянии, а также являются более теплостойкими (то есть сохраняют высокие значения твёрдости при высоких температурах отпуска) после закалки и особенно после ВТМО с ГПП (примерно на 60 °С). Все инструментальные стали с азотом уширяются больше, чем безазотистые стали с тем же базовым составом.

В результате исследования хромистых нержавеющих сталей показано, что используя небольшое равновесное количество азота (до 0,15 масс. %), которое можно ввести без дополнительного оборудования, удаётся получить эффективные экономолегированные безникелевые хромистые нержавеющие стали и обеспечить более высокий уровень их свойств. Исследованные хромистые азотсодержащие нержавеющие стали (08X13Ao,is, 12X13А0Д4, 12Х13МАФ), обладающие высокой прочностью и достаточной пластичностью, можно рекомендовать для замены более легированной стали 14Х17Н2, что позволит сэкономить дополнительное количество легирующих элементов.

Для сталей типа XI3 эффективно проведение ВТМО с последующим высоким отпуском (550-650 °С) для получения высокого комплекса механических свойств. Существенное увеличение твёрдости (до 523 единицы HV5 вместо HV5 = 328 после закалки) среди всех исследуемых сталей после ВТМО с ГПП на 80 % наблюдается только у безазотистой стали 12X13, при которой, вероятно, образуется большая доля мартенсита.

Повышенная доля азота и повышение легированности аустенита хромистых сталей препятствует прохождению рекристаллизации. В ферритных сталях, наиболее подверженных рекристаллизации, после продольной горячей прокатки за два прохода получается наиболее мелкое зерно - 3-4 мкм Рекомендуемая термообработка для сталей типа XI7 - отжиг при 780 °С.

Во всех сталях средний размер зерна, формирующийся во время горячей деформации, зависит от прохождения рекристаллизации, относительной степени деформации, легированности и в меньшей степени зависит от схемы напряжённого состояния (горячая продольная прокатка или радиально-сдвиговая прокатка.

Найдены рациональные режимы термических и термомеханических обработок, отвечающие высокому комплексу механических свойств^ и построены диаграммы конструкционной прочности, позволяющие выбрать необходимый режим термической и термомеханической обработки всех исследуемых сталей для получения заданного комплекса механических свойств (рисунок 5).

Максимальным значением пластичности стали 08X13 и 08Х13Ао,15 обладают после РСП 65 %. А сталь 08X13 - и максимальным упрочнением. Вероятно, в ходе РСП получается равномерная, полигонизованная структура.

Холодная деформация после ВТМО, как и после закалки,резко (в 2-4 раза) уменьшает пластичность и вязкость (в 1,5-2,5 раза) сталей. Для повышения пластичности необходимо применять после ВТМО с ГПП или РСП высокий отпуск, который приводит к несущественному падению прочности и достаточно хорошей пластичности и высокому значению вязкости.

Интенсивность увеличения твердости исследуемых хромистых сталей после ХПП на 25 % происходит в порядке: Ф-М (Ф-М-А) класс —> Ф класс —> М класс. Термически и термомеханически обработанные хромистые стали с азотом по-прежнему в 1,5-2,5 раза твёрже аналогичных сталей без азота, но и менее пластичны (5ю, V и относительное уширение полосы при ХПП у них меньше).

Во всех исследуемых хромистых сталях легирование азотом не увеличивает температуру разупрочнения, но увеличивает твёрдость в 1,5-2 раза во всём интервале температур отпуска от 100 до 700 "С.

Для упрочнения сталей типа Х15Н5 эффективно применение ВТМО, при этом увеличение объёмной доли аустенита приводит к пониженной твёрдости и прочности, что может быть устранено обработкой холодом. С уменьшением температуры конца прокатки проходило выделение карбонитридов (карбидов) (Сг2з(СМ)6, а для стали с вольфрамом -Ш2(С>0).

После ВТМО с ГПП на 50 %, обработки холодом -70 "С, 2 ч. и отпуска на максимальную твёрдость в сталях 15Х15Н4АМЗ и 07Х16Н6 получены высокие значения прочности, пластичности и вязкости (а(,,2 = 1000-1200 МПа, Sw = 30-40 %, KCU+2° = 1,2-2,0 МДж/м2), вероятно, за счёт создания полигонизованной структуры и благоприятной текстуры.

После всех исследованных обработок сталь 15Х15Н4АМЗ имеет лучшие пластические и прочностные свойства, чем у сталей 05Х15Н5МАФ, 07Х14Н5МВАФ и 07X16Н6.

Для стали 15Х15Н4АМЗ оказалось целесообразным применение холодной продольной прокатки, где максимальное упрочнение (ст0,2 = 270 МПа, ст„ = 490 МПа) достигается после ВТМО с ГПП (е = 50 %), 1070 °С, вода + отп. 100 °С, 0,5 ч. + ХПП (е = 25 %) + о/х -70 °С, 2 ч. + отп. 450 °С, 2 ч. при некоторой потере пластичности (6=15 %) относительно закалки. В других случаях для сталей типа Х15Н5 применение холодной деформации для упрочнения неэффективно, так как это ведет к существенному снижению пластичности (относительное удлинение меньше 12 %, требуемого ГОСТ 5949-75).

Стали 15Х15Н4АМЗ, 07Х14Н5МВАФ и 05Х15Н5МАФ могут быть рекомендованы как заменители стали 07X16Н6. Температура эксплуатации сталей с азотом может быть на 50-70 °С выше, чем стали 07X16Н6.

Для упрочнения хромоникелевых, хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых с различным дополнительным легированием аустенитных нержавеющих сталей также эффективно применение высокотемпературной термомеханической обработки за исключением ГПП за два прохода стали 08Х18АН10 (1), в которой уменьшается прочность из-за прохождения интенсивной динамической и статической рекристаллизации, а также выделения крупных карбонитридов.

Легирование азотом аустенитной стали значительно увеличивает прочность аустенита (например, a0j = 231 МПа у стали 12X18Н ЮТ и 316 МПа у стали 08Х18АН10 (1) после закалки). За счёт увеличения стабильности аустенита при легировании азотом можно путём ХПП существенно увеличить прочность (до 2 раз), правда, при снижении пластичности (например, 6м = 29 % после закалки и 13 % после закалки + ХПП у стали 08Х18АН10 (1)).

Холодную прокатку и отпуск аустенитных сталей после различных обработок (за исключением после РСП) проводить не рекомендуется, так как данные обработки приводят к значениям пластичности и вязкости, не отвечающим ГОСТ 5949-75.

Исследуемые аустенитные хромоникелевые стали с азотом сохраняют более высокую твёрдость, чем аналогичные безазотистые стали при температурах отпуска до 700 °С.

Стали 08Х18АН10 (1) и 12Х23АН18 могут бьгть рекомендованы как заменители сталей 12Х18Н10Т и 10Х23Н18 для более высоконагруженных деталей, работающих при повышенных температурах.

Электронномикроскопически после ВТМО с РСП выявлены большая равноосность зёрен, более крупная субзёренная структура и большая доля полигонизованной структуры, чем после ВТМО с ГПП После ВТМО с РСП аустенитные хромоникелевые стали имеют более высокий комплекс механических свойств, чем после ВТМО с ГПП.

Введение -0,2 % масс, азота в сталь 10Х13Г12Н2С2Д2Б, которая используется при температурах эксплуатации до 700 °С, неэффективно, так как при отпуске в соответствии с ТУ 14-3-917-80 наблюдается незначительный рост прочности и существенное падение пластичности азотсодержащей стали по сравнению с безазотистой сталью.

Азот не изменяет тип карбонитридных фаз в несостаренном состоянии стали (после ВТМО и после закалки) При старении горячедеформированной стали уменьшается количество си-мартенсита и появляется большое количество твёрдой £-фазы, способствующей большему упрочнению и снижению пластичности.

Холодная прокатка неотпущенных сталей типа 10Х13Г12Н2С2Д2Б резко уменьшает относительное удлинение с 35-40 % до -5 %. Высокий отпуск (780 "С, 9 ч.), который приводит к почти полной рекристаллизации, повышает пластичность до уровня недеформированного состояния при сохранении более высокой прочности: Оо,2 = 350 МПа, ст» = 650 МПа, против а0,2= 216 МПа, о. = 588 МПа, соответствующих ТУ 14-3-917-80.

Лучшая ТМО с точки зрения конструкционной прочности является закалка от 1050 °С, вода (воздух) + ХПП 25 % + отп. 780 °С, 9 ч.

Повышенная массовая доля азота и углерода (более 0,5 %) в хромоникельмарганцевых сталях способствует большей твердости, прочности и меньшей пластичности. В стали с повышенной долей углерода ХПП катастрофически снижает пластичность (5щ = 1-2 %). Последующий отпуск не устраняет отрицательное влияние ХПП. Лучшие режимы ВТМО с точки зрения конструкционной прочности для стали 12Х17Г9АН4 - ГПП на 50 %, 1070 °С, вода + воздух 550 °С, для стали 55Х20Г9АН4 - ГПП на 50 %, 1170 °С, вода. Вероятно, после данных режимов образуется полигонизованная структура и благоприятная текстура.

Во время первого прохода при ГПП на 50 % в исследуемых хромоникельмарганцевых сталях идёт динамическая рекристаллизация. Динамика процесса зависит от температуры и легированности стали. ГПП во втором проходе при увеличении степени горячего наклёпа и уменьшении температуры деформации приводит к тому, что в сталях практически

отсутствует рекристаллизация; збрна вытягиваются, а средний размер зерна практически изменяется.

Оо,2, МПа 1800

1

1600 1400 1200 1000 800 600 400 200 0

Основная ХПП 25 % обработка

Закалка О

ВТМО с ГПП на 50 % ° ВТМО с ГПП на 80 %

Отпуск (О

О А

0,5

1 1,5

кси+20, МДж/м2

2,5

«12X17

•12Х17Ао,18

®20Х17АО,О75

•08X13

•08Х13Ао,|5

•12Х13МАФ

•55Х20Г9АН4

ОЮХ23Н18

•12Х23АН18 •09Х16Н25М6АФ •12Х25Н16Г7АР •08Х18АН10 (1) •08X18 АН 10 (2)

• 12Х18Н10Т

• 10Х1ЗГ12Н2С2 Д2Б О05Х15Н5МАФ

«07X16Н6

©15Х15Н4АМЗ

®07Х 14Н5МВ АФ

•ЗХЗМЗФ

•ЗХЗМЗВАФ

• 12X13

•20X13

Рисунок 5 - Взаимосвязь вязкости и прочности

Если при ХПП не образуется мартенсит, то относительное уширение полосы исследуемых сталей при деформации увеличивается с приростом суммарного содержания углерода и азота. Появление мартенсита при ХПП оказывает наибольшее влияние на течение металла, уменьшает уширение стальной полосы.

Исследована склонность к межкристаллитной коррозии сталей типа Х15Н5 с азотом и без азота после различных обработок. Выявлено, что увеличение количества мартенсита, а также наклёп при горячей и, особенно, холодной деформации приводят к повышению склонности к МКК. В случае нахождения всего азота в твёрдом растворе сталь становиться не склонной к МКК, если азот находится в нитридах или карбонитридах - сталь становиться склонной к МКК После проведённой окончательной термообработки (отпуска 450-500 °С, 1 ч.) исследуемые стали типа Х15Н5 были склонны к МКК после всех предварительных обработок.

? Отдельно исследовано относительное уширение полосы при горячей прокатке всех

исследуемых нержавеющих сталей. Меньшая прочность при деформации в первом проходе ГПП в цикле ВТМО оказывает влияние на большее уширение, чем при втором. Все стали с

4 азотом в первом проходе уширяются больше, чем без азота, а во втором, с увеличением

прочности и дефектности структуры, - значения относительного уширения близки.

ВЫВОДЫ

1. Получены диаграммы горячей деформации сжатием для большого числа промышленных азотсодержащих сталей различного состава и назначения для интервала закалочных температур и скоростей деформации & = 0,1-10 с"'. Диаграммы для всех сталей без фазовых превращений носят обычный характер: сопротивление деформации растёт с повышением ё и снижением температуры деформации; наличие максимума не является

^ обязательным признаком рекристаллизации. Азот повышает сопротивление горячей

деформации, деформационное упрочнение и, как правило, тормозит процессы рекристаллизации. В некоторых случаях в результате большего деформационного упрочнения азотсодержащих сталей может оказаться предпочтительна динамическая рекристаллизация.

2. Протекание деформационного старения, особенно при малых скоростях деформации (е =0,1 с"1), и выделение карбидов и карбонитридов, более вероятное в ходе горячей деформации легированных азотсодержащих сталей, ведёт к снижению сопротивления деформации, появлению на диаграмме «площадки» текучести и нарушению температурно-скоростных зависимостей сопротивления деформации и упрочнения сталей.

3. Исследованиями горячей и холодной деформаций литых азотсодержащих, склонных к дендритной ликвации, сталей прослежено изменение дендритной структуры. Показано, что сопротивление горячему сжатию больше в случае ориентировки осей дендритов 1-го порядка перпендикулярно оси сжатия. В ходе горячей и, особенно, холодной прокатки с ориентировкой направления прокатки поперёк осей первого порядка можно сохранить дендритную структуру и получить естественный слоистый композит, таким образом, регулировать анизотропию свойств.

4. Построены диаграммы конструкционной прочности для термически и термомеханически упрочнённых азотсодержащих и аналогичных безазотистых сталей различных структурных классов и назначения.

5 Показана эффективность применения термомеханического упрочнения (ТМУ) азотсодержащих сталей всех классов, большая эффективность легирования азотом аустенитных и закаливаемых мартенситных высокопрочных сталей. При этом необходимо более чёткое соблюдение температурных режимов обработок для предотвращения рекристаллизации и избыточного выделения нитридов и карбонитридов, которая приводит к снижению упрочнения и коррозионной стойкости аустенитных и аустенитно-мартенситных сталей или твёрдости и теплостойкости инструментальных, в том числе, быстрорежущих сталей.

6. Упрочнение в результате холодной деформации и дисперсионного твердения может быть рекомендовано для аустенитных или аустенитно-мартенситных сталей. Для мартенситных сталей благоприятнее применение высокотемпературной термомеханической обработки, поскольку в этом случае не сопровождается нежелательным снижением пластичности и вязкости.

7. Применение радиально-сдвиговой прокатки при высокотемпературной термомеханической обработки более благоприятно для повышения прочности и, особенно, пластичности высокопрочных сталей, работающих в условиях одноосного растяжения.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих статьях:

1. Влияние азота на эволюцию структуры термически и термомеханически упрочненных сталей и сплавов на основе железа / В.Г. Прокошкина, Л.М. Капуткина, А.Г. Свяжин, Ю.И. Ложников, Ю.А Поддубная // Сб. тез. докл. научно-технич. конференции с международным участием «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке», МИСиС, Москва, 24-25 октября 2001. - 2001. - С. 48.

2. Термомеханическая и термическая обработка азотсодержащих сталей и сплавов разных структурных классов / В.Г. Прокошкина, Л.М. Капуткина, Ю.И. Ложников, Ю.А.

Подцубная, Д В Ким // Сб тезисов докладов 16 Уральской школы металловедов-термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов». - Уфа. - 2002. - № 2, -С. 140

3. Структура сплавов железа, выплавленных под давлением азота, и ее изменение при последующих обработках / В.Г. Прокошкина, JI.M. Капуткина, А.Г. Свяжин, Ю.И. Ложников, Д В Ким, Е. Сивка // Сб. тезисов докладов 1-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ-2002, МИСиС, Москва, 16-18 апреля 2001. - 2002. - С. 175.

4. Peculiarities of deformation and structure formation in nitrogen-containing steels of various structural kinds / V G. Prokoshkina, L M. Kaputkina, Yu.I. Lojnikov // Proceedings of the 9th International Conference on Metal Forming "Metal Forming 2002" Journal of Material Processing Technology Volumes. The University of Birmingham, UK, 9-11 September 2002. -2002. - V. 125 - 12. -pp. 97 -102.

5. Структура и упрочнение при деформации аустенитных азотсодержащих сталей / Ю И. Ложников, Н И Филимонова // Структура и свойства перспективных материалов и сплавов Труды XL Международного семинара «Актуальные проблемы прочности». Великий Новгород, 30 сентября - 4 октября 2002. - 2003. - С. 208.

6. Nitrogen alloying strengthening of corrosion-resistant martensitic-austenitic ageing steels by various thermomechanical treatment / L M Kaputkina, Yu I. Lozhnikov, O. Amsellem // Materialy konferencyjne wydzial inzynierii procesowej, materialowej i fizyki stosowanej. -Czestochowa, Seria Metalurgia. - 2003. - № 31. - pp. 332 - 336.

7. Thermomechanical treatment of nitrogen-containing corrosion resistant steels of various structure classes / V.G. Prokoshkina, L.M. Kaputkina, Yu.I. Lozhnikov // Materials of Int. Conf. On Processing & Manufacturing of Advanced Material "THERMEC'2003". Leganes, Madrid, July 711 2003. - 2003. - P. 2. - pp. 969 - 974.

8. Структура и упрочнение в результате горячей деформации аустенитно- и мартенситностареющих сталей / Л М. Капуткина, Ю И. Ложников // Труды XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» II У, Тольятти, 30 сентября - 3 октября 2003. - 2003. - С. 74.

9. Диаграммы горячей деформации, упрочнение и рекристаллизация сталей, легированных азотом / Л М Капуткина, В.Г. Прокошкина, Ю И Ложников // Тез докл. 2-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ-2004, МИСиС, Москва, 16-20 апреля 2004. - 2004. - С. 17.

10. Легирование азотом и упрочнение нержавеющих аустенитных и мартенситно-аустенитных стареющих сталей в процессе термомеханической обработки / Ю.И. Ложников, Л.М. Капуткина // Изв. ВУЗов. Чёрная металлургия. - 2004. - № 5. - С. 51 - 56.

11. Превращение и прочность азотсодержащих высокохромистых сталей после термомеханической обработки / Л.М. Капуткина, О.В. Квят, Ю.И. Ложников, В.Г. Прокошкина, Е. Сивка, X. Дыя // Сб. науч. трудов международной конференции «Строительство, материаловедение, машиностроение «Стародубовские чтения-2004». - Дн-вск, РИА «Днепр-VAL». - 2004. - В. 26. - ч. 1. - С. 62 - 75.

12. Hot Strain Diagrams, Stengthening and Recrystallization of Nitrogen Alloyed Steels / L.M. Kaputkina, V.G. Prokoshkina, Yu.I. Lojnikov // Materials of Science Forum on Proceedings of the Second Joint International Conference on Recrystallization and Grain Growth, ReX & GG2, SF2M. Annecy, France, 30th August - 3rd September 2004. - 2004. - P. 2. - V. 467-470 - pp. 281286.

Формат 60 х 90 'Л6 Объем. 1,5 п. л.

Бумага офсетная

Тираж 100 экз. Заказ 355

Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательства «Учеба» МИСиС, 117419, Москва, ул. Орджоникидзе, 8/9 Тел.: 954-73-94,954-19-22 ЛР№01151 от 11.07.01

\

г i

РНБ Русский фонд

2006-4 3001

ВВЕДЕНИЕ.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ.

1.1. Азот как легирующий элемент.

1.2. Нитриды, карбиды и карбонитриды.

1.3. Образование а-фазы.

1.4. Методы введения азота в сталь.

1.5. Структура, технологические и механические свойства конструкционных нержавеющих и инструментальных сталей. Влияние азота.

1.5.1. Хромистые стали.

1.5.1.1. Ферритные стали.

1.5.1.2. Феррито-мартенсигные и мартенсигные стали.

1.5.2. Сложнолегированные стали.

1.5.2.1. Мартенситные инструментальные стали.

1.5.2.2. Аустенитно-мартенситные стали.

1.5.2.3. Аустенитные стали.

1.5.2.3.1. Хромомарганцевые стали.

1.5.2.3.2. Хромомарганцевоникелевые стали.

1.5.2.3.3. Хромоникелевые стали.

1.6. Коррозионная стойкость сталей. Влияние азота.

1.6.1. Основные виды коррозии.

1.6.2. Коррозионная стойкость различных классов сталей.

1.6.3. Влияние легирующих элементов на коррозионную стойкость нержавеющих сталей.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Выбор химического состава исследуемых сталей, выплавка, ковка и получение заготовок.

2.2. Термическая и термомеханическая обработка.

2.2.1. Термическая обработка и горячая продольная прокатка.

2.2.2. Холодная продольная прокатка.

2.2.3. Горячая радиально-сдвиговая прокатка.

2.3. Методы исследования и аппаратура.

2.3.1. Приготовление образцов и шлифов.

2.3.2. Металлографические исследования.

2.3.3. Рентгеноструктурный анализ.

2.3.4. Электронномикроскопический анализ.

2.3.5. Механические испытания.

2.3.5.1. Испытания на твёрдость.

2.3.5.2. Испытание на одноосное растяжение.

2.3.5.3. Испытания на ударную вязкость.

2.3.5.4. Испытания на горячее сжатие.

2.3.6. Испытания на коррозионную стойкость мартенситностареющих аустенито-мартенситных нержавеющих сталей.

3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ.

3.1. Диаграммы и структурные процессы при горячей деформации сжатием.

3.1.1. ДГД, структурные процессы. Влияние азота, комплексного легирования.

3.1.1.1. Влияние состава, температуры и скорости нагружения.

3.1.1.2. Упрочнение и рекристаллизация.

3.1.1.3. Эффект старения.

3.2. Деформация литых сталей с дендритной структурой.

3.2.1. ДГД сжатием и изменение структуры.

3.2.2. Эволюция литой структуры и изменение свойств при термической и термомеханической обработках с холодной и горячей прокаткой.

3.2.2.1. Холодная прокатка.

3.2.2.2. Закалка, горячая деформация в цикле ВТМО и отпуск.

3.3. Структура и механические свойства после термической и термомеханической обработки. Влияние состава, исходной структуры и схемы деформации.

3.3.1. Мартенситные инструментальные стали типа Р6М5 и ЗХЗМЗФ.

3.3.2. Мартенситные, ферритно-мартенситные и ферритно-аустенито-мартенситные стали типа XI3 и ферритные стали типа XI7.

3.3.3. Мартенситные и аустенитно-мартенситные стали типа Х15Н5.

3.3.4. Аустенитные стали.

3.3.4.1. Хромоникелевые стали.

3.3.4.2. Хромомарганцевые комплекснолегированные стали.

3.3.4.3. Хромомарганцевоникелевые стали.

3.4. Конструкционная прочность и коррозионная стойкость сталей.

3.4.1. Диаграммы конструкционной прочности.

3.4.2. Коррозионные свойства.

ВЫВОДЫ.

Применение высокоазотистых сплавов, в которых азот используют в качестве легирующего элемента, представляет собой сравнительно новое направление в металловедении. Азот — недефицитный элемент, а если не использовать высокие сверх равновесные концентрации, то азотсодержащие стали можно выплавлять обычным способом в электропечах без высокого давления. Азотсодержащие стали - это, как правило, легированные и высоколегированные стали, обычно с повышенным содержанием хрома и других нитридообразующих элементов. Для таких сталей эффективно применение термомеханической обработки.

Актуальным представляется выбор режима термомеханической обработки, предотвращающей деформационное старение, которое приводит к снижению сопротивления деформации. При выборе термомеханической обработки необходимо учитывать высокое деформационное упрочнение сталей с азотом и действие азота по торможению рекристаллизации, в некоторых случаях может оказаться предпочтителен процесс динамической рекристаллизации. Важным является исследование холодной и горячей деформации литых азотсодержащих сталей, при которой можно сохранить дендритную структуру и получить естественный слоистый композит, таким образом, регулировать анизотропию свойств. Также важным представляется исследовать эффективность влияния азота на термомеханическое упрочнение различных классов сталей, а также выявить классы сталей или систему легирования, где наиболее благоприятно дисперсионное упрочнение при сохранении других высоких механических и эксплуатационных свойств.

Чаще в цикле термомеханической обработки, в том числе азотсодержащих сталей, применяется традиционно продольная прокатка, которая не устраняет химической ликвации и неоднородности литой структуры, поэтому актуальна другая схема деформации, при которой устраняется осевая неоднородность и создаётся более благоприятная текстура, способствующая получению более высоких показателей конструкционной прочности, а также и вязкости длинномерных изделий, особенно работающих в условиях одноосного нагружения.

Экономичность применения азотсодержащих сталей будет возрастать вследствие роста затрат на экологию, стоимости и дефицитности легирующих элементов, требований экономии энергии в производстве и снижении металлоёмкости. Отсутствие справочных данных по горячей деформации и структурным процессам при термической и термомеханической обработках во многом сдерживает применение этих сталей. Анализ сталей различных классов и систем легирования позволил бы дать более широкое представление о влиянии азота на структуру и свойства после различных схем термомеханической обработки (ТМО), выделить оптимальную схему обработки для получения высокого комплекса механических свойств.

Целью настоящей работы было изучить сопротивление и структурные процессы горячей деформации, структуру и свойств азотсодержащих сталей промышленной и лабораторной выплавки (в обычных печах) после различных схем термомеханической обработки; оценить эффективность термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей различных структурных классов.

Задачами исследования являлись:

1. Получение диаграмм горячей деформации сжатием; исследование влияния легированности, степени, скорости, температуры деформации и рекристаллизации на сопротивление металла деформации при горячем сжатии.

2. Исследование эволюции литой структуры азотсодержащих сталей в ходе холодной и горячей деформации.

3. Исследование структурных процессов, изменения фазового состава, текстуры, механических свойств сталей при термической и термомеханической обработках с использованием различных схем горячей деформации.

4. Исследование влияния азота на коррозионную стойкость аустенитных и аустенитно-мартенситных сталей и некоторые технологические свойства.

В работе получены диаграммы горячей деформации сжатием для большого числа промышленных азотсодержащих сталей различного состава и назначения в интервале температур закалки 1020-1200 °С и скоростей деформации е = 0,1 - 10 с"1. Показано, что параметры диаграмм деформации сложным образом зависят от субструктурного упрочнения аустенита, фазового состава, температуры и скорости испытания, выделения карбонитридов при деформационном старении. Показано, что применение радиально-сдвиговой прокатки в цикле ВТМО более благоприятно, чем продольная прокатка, для получения больших величин прочности и, особенно, пластичности высокопрочных сталей, работающих в условиях одноосного растяжения.

Практическая ценность работы заключается в разработке режимов термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей разных структурных классов и разработке рекомендаций по её проведению, а также в конкретных рекомендациях по получению естественного слоистого композти при деформации литых азотсодержащих сталей; в построении диаграмм конструкционной прочности для термически и термомеханически упрочнённых азотсодержащих и аналогичных безазотистых сталей различных структурных классов и назначения; в уточнении концентрационных коэффициентов дилатации кристаллической решётки при растворении азота в аустените для сталей различных систем легирования.

Выводы

1. Получены диаграммы горячей деформации сжатием для большого числа промышленных азотсодержащих сталей различного состава и назначения для интервала закалочных температур и скоростей деформации е = 0,1-10 с1. Диаграммы для всех сталей без фазовых превращений носит обычный характер: сопротивление деформации растёт с повышением е и снижением температуры деформации; наличие максимума не является обязательным признаком рекристаллизации. Азот повышает сопротивление горячей деформации, деформационное упрочнение и, как правило, тормозит процессы рекристаллизации. В некоторых случаях в результате большего деформационного упрочнения азотсодержащих сталей может оказаться предпочтительна динамическая рекристаллизация.

2. Протекание деформационного старения, особенно при малых скоростях деформации (е =0,1 с"1), и выделение карбидов и карбонитридов, более вероятное в ходе горячей деформации легированных азотсодержащих сталей, ведёт к снижению сопротивления деформации, появлению на диаграмме «площадки текучести» и нарушению температурно-скоростных зависимостей и сопротивление деформации и упрочнения сталей.

3. Исследованиями горячей и холодной деформаций литых азотсодержащих, склонных к дендритной ликвации, сталей прослежено изменение дендритной структуры. Показано, что сопротивление горячему сжатию больше в случае ориентировки осей дендритов 1-го порядка перпендикулярно оси сжатия. В ходе горячей и, особенно, холодной прокатки с ориентировкой направления прокатки поперёк осям первого порядка можно сохранить дендритную структуру и получить естественный слоистый композит, таким образом, регулировать анизотропию свойств.

4. Построены диаграммы конструкционной прочности для термически и термомеханически упрочнённых азотсодержащих и аналогичных безазотистых сталей различных структурных классов и назначения.

5. Показана эффективность применения термомеханического упрочнения (ТМУ) азотсодержащих сталей всех классов, большая эффективность легирования азотом аустенитных и закаливаемых мартенситных высокопрочных сталей. При этом необходимо более чёткое соблюдение температурных режимов обработок для предотвращения рекристаллизации и избыточного выделения нитридов и карбонитридов, которая приводит к снижению упрочнения и коррозионной стойкости аустенитных и аустенитномартенеитных сталей или твёрдости и теплостойкости инструментальных, в том числе, быстрорежущих сталей.

6. Упрочнение в результате холодной деформации и дисперсионного твердения может быть рекомендовано для аустенитных или аустенитно-мартенситных сталей. Для мартенситных сталей благоприятнее применение высокотемпературной термомеханической обработки, поскольку в этом случае не сопровождается нежелательным снижением пластичности и вязкости.

7. Применение радиально-сдвиговой прокатки при высокотемпературной термомеханической обработки более благоприятно для повышения прочности и, особенно, пластичности высокопрочных сталей, работающих в условиях одноосного растяжения.

1. Энергия разрыва химических связей. Потенциалы ионизации. / В.И. Веденеев, Л.В. Гурвич, В Н. Кондратьев и др. М.: Изд-во АН СССР, 1962.

2. Никольский Б.П. Справочник химика. М.: Химия, т.1, 1968.

3. Аверин В В., Ревякин А.В., Федорченко В.И., Козина Л.И. Азот в металлах. М.: металлургия, 1976.

4. Юрин ВВ., Котельников Г.И., Стомахин А.Я. Температурная зависимость растворимости азота в жидком железе // Изв. ВУЗов. Чёрная металлургия, 1986, № 11, с. 21-25.

5. Хансен М., Адренко К. Структуры двойных сплавов. Т.1. М. «Металлургия», 1962.

6. Самсонов Г.В. Нитриды. К.: Наукова думка, 1969.

7. Чудина О.В., Петрова Л.Г., Боровская Т.М. Механизмы упрочнения железа при лазерном легировании и азотировании // МиТОМ, 2002, № 4, с. 20-26.

8. Петрова Л.Г., Чудина О.В. Сравнение дисперсного упрочнения когерентными и некогерентными нитридами при азотировании сплавов на основе Fe, Ni и Со // МиТОМ, 2000, №5, с. 26-31.

9. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Хромистые коррозионностойкие стали, легированные азотом, новый класс конструкционных сталей // Технология металлов, 2000, № 10, с. 2-12.

10. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. — М.: Металлургия, 1967.

11. Hsiao С.М., Dulis E.J. Precipitation reaction in austenitic Cr-Mn-C-N stainless steels // Trans. ASM, 1957, № 49, p. 655.

12. Приданцев M.B., Талов Н.П, Левин Ф.Л. Высокопрочные аустенитные стали. М.: Металлургия, 1969.

13. Feichtinger Н. Alternative Routes to the production of high-nitrogen steels // HNS 90, Aachen (Germany), October 1990, Dusseldorf, 1990, p.298-302.

14. Simmons J.W. Overview: high-nitrogen alloying of stainless steels // Materials Science and Engineering. Ser. A., 1996, v. 207, p. 159-169.

15. Feichtinger H., Stein G. Melting of nitrogen steels // Mater. Sci. Forum Vols. 1999, v. 318320, p. 261-270.

16. Hoizgruber W. Process technology for high nitrogen steels // HNS 88, Lille (France), May 1988, London, 1989, p. 39-48.

17. Liimatainen J. Powder metallurgically produced high nitrogen steels // Mater. Sci. Forum Vols. 1999, v. 318-320, p. 629-634.

18. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Особенности сталей, легированных азотом // МиТОМ, 2000, № 12, с. 3-6.

19. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Хромистые коррозионно-стойкие стали, легированные азотом // Технология металлов, 2000, № 10, с. 2-12.

20. Эллиотт Д.Ф., Глейзер мл., Рамакширна В. Термохимия сталеплавильных процессов. -М.: Наука, 1966.

21. Лахтин Ю.М., Коган Я. Д., Шпис Г.-И., Бемер 3. Теория и технология азотирования. -М.: Металлургия, 1991.

22. Liakishev N.P., Bannykh О.А. New Structural Steels with Superequilibrium Nitrogen Content // Journal of Advanced Materials, 1994, № 1, p. 81-91.

23. Вознесенская H.M., Каблов E.H., Петраков А.Ф., Шалькевич А.Б. Высокопрочные коррозионно-стойкие стали аустенитно-мартенситного класса // МиТОМ, 2002, № 7, с. 34-37.

24. Franks R. Trans. ASM, v. 23, 1935.

25. Golbeck E.W. a. Garner R.P.J. Iron Steel Inst., v. 139, 1939.

26. Самарин A.M. Известия АН СССР. Отд. техн. наук, № 12,1944.

27. Самарин А.М., Яскевич А.А. и Паисов И.В. Известия АН СССР. Отд. техн. наук, № 56, 1943.

28. Самарин А.М. Известия АН СССР. Отд. техн. наук, № 1-2, 1944.

29. BennekH. Arch. Eisenhtittenw., 15, 1941-42.

30. Kieffer G.C., Sheridan C.M. Year book Amer. Iron Steel Inst., 1948.

31. Nowell H.D. Trans. ASTM, № 8, 1932.

32. Бабаков A.A. Специальные стали и сплавы. Сб. ЦНИИЧМ, вып. 17, Металлургиздат, 1960.

33. Химушин Ф.Ф. Легирование, термическая обработка и свойства жаропрочных сталей и сплавов, Оборонгиз, 1962.

34. Химушин Ф.Ф. Металловедение и термическая обработка. Справочник, т. 2, Металлургиздат, 1962.

35. Влияние азота на структуру и свойства аустенитно-мартенситной стали Х15Н5М2 для лопаток ЦНД паровых турбин. Туляков Г.А., Петрова М.С., Харина И.Л., Гусева И.А. Труды ЦНИИТМАШ, 1971.

36. Gavriljuk V.G., Duz V.A., Yefimenko S.P. Dislocations in austenite and mechanical properties of high nitrogen steel // HNS 88, Lille (France), May 1988. London, 1989, p.447-451.

37. Елистратов А.В., Блинов В.М., Рахштадт А.Г., Алиев А.А. и др. Влияние химического состава и структуры высокохромоазотистых сталей на их коррозионную стойкость // МиТОМ, 2003, № Ю, с. 21-25.

38. Hertzman S., Magnus J. A termodynamic analysis of the Fe-Cr-N system // Metall. Trans., 1987, v. 18A, № 10, p.1745-1752.

39. Бабаков А.А., Приданцев MB. Коррозионностойкие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1971.

40. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. M.: Металлургия, 1983.

41. Зуев Л.Б., Дубовик Н.А. Исследование влияния холодной прокатки на структуру и свойств высокоазотистых сталей // Высокоазотистые стали. Труды 1ой Всесоюзной конф. Киев, 1990, с. 329-332.

42. Капуткина Л.М., Ложников Ю.И. Структура и упрочнение в результате горячей деформации аустенитно- и мартенситностареющих сталей // Труды XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», ТГУ, Тольятти, 2003, с. 371-375.

43. Ложников Ю.И., Капуткина Л.М. Легирование азотом и упрочнение нержавеющих аустенитных и мартенситно-аустенитных стареющих сталей в процессе термомеханической обработки // Изв. ВУЗов. Чёрная металлургия, 2004, № 5, с. 51-56.

44. Бодяко М.Н., Астапчик С.А., Ярошевич Г.Б. Мартенситостареющие стали. Минск: Наука и техника, 1976.

45. Bannykh О.А. Blinov V.M. On the effect of discontinuous decomposition on the structure and properties of high-nitrogen steels and on the methods for suppression thereof // Steel research. 1991. v. 62. p. 38-45.

46. Капуткина Л.М., Свяжин А.Г., Прокошкина В.Г. и др. Мартенситное превращение и процесс старения в хромоникелевых сталях с азотом // Изв. вузов. Чёрная металлургия, 1997, № 1, с. 20-24.

47. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкина В.Г. и др. Структура и свойства мартенситностареющей стали после термомеханической и повторной термической обработок. //Изв. АН СССР. Металлы, 1981, № 6, с. 107-114.

48. Прокошкина В.Г., Капуткина Л.М., Свяжин А.Г. Исследование литой и термомеханически упрочнённой хромоникелевой азотсодержащей стали // МиТОМ, 2000, №9, с. 10-15.

49. Потак Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972.

50. Прокошкина В.Г., Капуткина Л.М., Бернштейн М. Л. и др. Влияние термомеханической обработки на структуру и свойства мартенситностареющей нержавеющей стали. В кн.: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1979, № 5, с. 71-76.

51. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Влияние пластической деформации и термической обработки на структуру и упрочнение азотистой стали 0Х16АН4Б // МиТОМ, 2001, № 6, с. 3-6.

52. Калинин Г.Ю., Костина М.В., Куницын В.Б., Мушникова С.Ю., Ямпольский В.Д. Влияние термической обработки на структуру и свойства высокопрочной азотсодержащей стали типа 07Х14Н5АД // Металлы, 2000, № 5, с. 63-66.

53. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д., Добаткин С.В. Закономерности структурообразования при горячей деформации аустенита легированных сталей. // Изв. АН СССР, Металлы, 1982, № 2, с. 94-103.

54. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Конюкова Е.В., Никишов Н.А. Особенности рекристаллизации аустенита в условиях горячей деформации. // Изв. ВУЗов. ЧМ, 1983, №5, с. 87-91.

55. Werner Е. Solid solution and grain size hardening of nitrogen-alloyed austenitic steels // Materials Science and Engineering. Ser. A., 1988, v. 101, p. 93-98.

56. Капуткина Л.М., Никишов H.A., Качанов A.B. Влияние субструктуры, созданной при горячей деформации, на упрочнение аустенита. // МиТОМ, 1981, № 5, с. 42-45.

57. Бугаев В.М., Гаврилюк В.Г., Гладун О.В., Ефименко С.П., Надутов В.М., Татаренко В.А. Распределение атомов углерода и азота в аустените // Высокоазотистые стали. Труды 1ой Всесоюзной конф. Киев, 1990, с. 147-158.

58. Геращенко И.П., Никитина Н.В., Карманчук ИВ. Влияние азота на механизм упрочнения аустенитной нержавеющей стали // Изв. ВУЗов, Физика, 1999, № 7, с. 4752.

59. Grabke H.J. Role of nitrogen in the corrosion of iron and steels // Iron and Steel Institute of Japan International, 1996, v. 36, № 7, p. 777-786.

60. Soussan A., Degallaix S., Magnin T. Work-hardening behaviour of nitrogen-alloyed austenitic stainless steels // Materials Science and Engineering. Ser. A., 1988, v. 142, p. 169176.

61. Афанасьев Н.Д., Гаврилюк В.Г. и др. Структурные изменения при холодной пластической деформации азотсодержащих аустенитных сталей. // ФММ, 1990, № 8, с. 27-32.

62. Werner Е., Uggowitzer P.J., Speidel М.О. Mechanical properties and aging behavior of nitrogen alloyed austenitic steels // On the mechanical behavior of materials: Fifth International Conference. Beijing, 1987, v. 1, p. 419-425.

63. Капуткина Л.М., Прокошкина В.Г., Крысина H. Н. Мартенситные превращения и структура холоднодеформированных азотсодержащих сплавов железа // МиТОМ, 2001, № п, с. 19-20.

64. Минина Н.А., Левин В.П. О влиянии сверхравновесного азота на процессы старения аустенитной стали Х18АГ20 // Металлы, 2002, № 6, с. 95-101.

65. Чижиков Ю.М. Процессы обработки давлением легированных сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1965.

66. Торхов Г.Ф., Слышанкова В.А., Ульянин Е.А., Шеревера А.В. Структура и свойства высокоазотистых коррозионностойких аустенитных сталей. // МиТОМ, 1978, № 11, с. 8-11.

67. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСиС, 2002.

68. Просвирин В.И., Агапова Н.П. Азотистые стали. М.: Металлургия, 1952.

69. Бородулин Г.М., Мошкевич Е.И. Нержавеющая сталь. М.: Металлургия. 1973.

70. Томашов НД., Чернова Г.П. Теория коррозии и коррозионностойкие конструкционные сплавы. — М.: Металлургия, 1986.

71. Hanninen Н. Corrosion properties of HNS // Mater. Sci. Forum Vols. 1999, v. 318-320, p. 479-488.

72. Briant S.L., Milford R.A., Hall E.L. // Corrosion, 1982, v. 38, № 7, p. 468; 1983, v. 39, № 4, p. 132.

73. Шапиро М Б., Барсукова И.М. Защита металлов, 1984, т. 20, № 2, с. 250.

74. Pilling N.B. a. Ackerman D.E. Resistance of Iron-nickel-chromium Alloys to Corrosion by Acids. Trans. АШМЕ, 1929, p. 248.

75. Раузин Я.Р. Термическая обработка хромистой стали. М.: Машиностроение, 1978.

76. Беккерт М., Клемм X. Способы металлографического травления. Справ, под ред. Фридляндера И.Н. пер. с немец, под ред. Туркиной Н.И. М.: Металлургия, 1988, с.121.

77. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981.

78. Капуткина Л.М., Прокошкина В.Г., Крысина Н.Н. Структура и мартенситные превращения при деформации углерод- и азотсодержащих сплавов железа // 2001, Металлы, № 6, с. 80-84.

79. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.

80. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлург-издат, 1962.

81. Pearson W.P. A handbook of lattice spacing and structures of metals and alloys. N.Y.: Pergamon Press, 1958.

82. Сотников В.И., Омельченко A.B., Георгиева И .Я. Влияние азота на параметр кристаллической решётки аустенита сплава железо-марганец // ФММ, 1978, т. 45, № 5, с. 1120.

83. Danilkin S., Beskrouni A., Yadrowski Е. Nitrogen effect on lattice dynamics of FCC Fe-Cr-Mn (Ni) austenitic alloys // Pr. "HNS-98" Trans. Tech. Publ. Ltd. Espoo (Finland), Stockholm (Sweden), May 1998, S. 19-24.

84. Капуткина Л.М., Сумин B.B., Базалеева K.O. Влияние азота на склонность к образованию дефектов упаковки и температурную зависимость термоэлектродвижущей силы в сплавах Fe-Cr // Письма в ЖТФ, 1999, т. 25, Вып. 24, с. 50-54.

85. Лебедев А.А. Электронная микроскопия. — М.: Гиз. Технико-теоретической литературы, 1954.

86. Fiermans L., Vennik J., Dekeyser W. Electron and Ion Spectroscopy of Solids. Plenum Press, New York and London, 1981.

87. Основы аналитической электронной микроскопии / Под ред. Дж. Грена, Дж. Голдштейна, Д Джоя, А. Ромига. Пер. с англ. Под ред. М.П. Усикова, М.: Металлургия, 1990.

88. Испытание материалов: Справ, под ред. X. Блюменауэра: пер. с нем. под ред. М.Л. Бернштейна. -М.: Металлургия, 1979.

89. Справочник по сталям и методам их испытаний: Пер. с нем. Туркиной Н.И. М.: Металлургия, 1958.

90. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. Справ, изд. / Бернштейн М.Л., Добаткин С.Д, Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. М.: Металлургия, 1989.

91. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д., Добаткин С.В. Анализ диаграмм горячей деформации сталей // Изв. ВУЗов. Чёрная металлургия, 1979, № 9, с. 97-100.

92. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д., Добаткин С.В. Структурообразование и изменение диаграммы горячей деформации аустенита на неустановившейся стадии // Физика металлов и металловедение, 1982, т. 53, вып. 1, с. 199-202.

93. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979, с. 240.

94. Металловедение и термическая обработка стали: Справочн. Изд. В 3-х т. / Под ред. М.Л. Бернштейна, А.Г. Рахштадта. 4-е изд. перераб. и доп. Т. 1. В 2-х кн. Кн. 2. М.: Металлургия, 1991.

95. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. -М.: Металлургия, 1979, с. 122.

96. Дымов А.В. Исследование и разработка аустенитных высокопрочных коррозионностойких железохромистых сплавов со сверхравновесным содержанием азота для медицинских имплантантов. Канд. диссерт. М.: ИМЕТ РАН, 2002.

97. Капуткина Л.М., Бернштейн М.Л., Штремель М.А. Состояние мартенсита после высокотемпературной термомеханической обработки // Физика и химия обработки металлов, 1974, № 1, с. 71-78.

98. М.И. Гольдштейн, С.В. Грачёв, Ю.Г. Векслер. Специальные стали. М.: МИСИС, 1999.

99. Рундквист Н А., Шейн А С. Мартенситностареющие стали // Чёрная металлургия. Бюллетень научно-технической информации, 1989, № 10, с. 19-22.

100. Перкас М.Д. Структура, свойства и области применения высокопрочных мартенситностареюших сталей // МиТОМ, 1985, № 5, с. 23-33.

101. Бирман С.Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали. М.: Металлургия, 1974, с. 31-36.

102. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургия, 1966.

103. Улунцев Д.Ю. Упрочнение мартенситостареющих сталей путём легирования азотом. Канд. диссерт. -М.: МИСИС, 1997.

104. Ефименко С.П., Капуткина Л.М. и др. Азотсодержащие мартенситностареющие стали на основе 15%Cr-5%Ni-2%Cu — перспективный конструкционный материал. // Перспект. Матер., 1997, № 1, с. 66-69.

105. Кулиничев Г.П., Перкас М.Д. Свойства деформированных мартенситностареющих сталей // МиТОМ, 1969, №4, с. 12-15.

106. Блантер М.Е., Ковалёва Л.А., Тискович Н.А. Природа упрочнения мартенситностареющей стали // Физика и химия обработки материалов, 1970, № 15, с. 151-153.

107. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Особенности сталей, легированных азотом // МиТОМ, 2000, № 12, с. 3-6.

108. Simmons J.W. High-nitrogen alloying of stainless steels // Microstructural science, 1994, v. 21, p. 33-39.

109. Norstroin LA. The influence of nitrogen and grain size on yield strength in type AISI 316L austenitic stainless steel // Metal Science, 1977, № 6, p. 208-212.

110. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. и др. Структурная и субструктурная наследственность при термомеханической обработке стали. — В кн.: Металловедение стали и титановых сплавов. Пермь: 1ШИ, 1980, с. 9-11.

111. Glavatskaya N.I. Effect of Structure-Texture Evolution on Cold Work Hardening Caused by Rolling of Nitrogen Cr-Ni-Mn Austenitic Steels // Abstracts of Pr. "HNS-98" Trans. Tech. Publ. Ltd. Espoo (Finland), Stockholm (Sweden), May 1998, p. 79.