автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование структуры и свойств высокоазотистых аустенитных сталей для высоконагруженных сварных конструкций

АКАДЕМИЯ НАУК СССР Институт металлургии им. А.А.Байхова

На правах рукописи УДК 669.14/.151621.791.753.5

Чорнаиорян Сережа Арамович

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ВЫСОКОДЗОТЙСТЫХ АУСТЕШИ-НЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ ШСОНОНАГРУ1ЕННЫХ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая

обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва - 1991

Работа выполнена в Институте АН СССР

Научный руководитель: Официальные оппоненты:

Ведущее предприятие:

металлургии иы.А.А.Байксва

член-корреспондент АН СССР О.А.Банных

доктор технических наук С.Б.Масленков

Кандидат технически! наук Г.Г.Монько

нпо "цнютишг

Залита состоится " 1991 г. на заседании

Специализированного ученого совета ДС03.15.03 при Институте металлургии им.А.А.Вайкова АН СССР: 117911 ГСП-1 Москва, Ленинский пр., 49, Институт металлургии иы.Д.А.Байкова

С диссертацией иохко ознакомиться в библиотеке Института металлургии иы.А.А.Байхова АН СССР

Автореферат разослан "¿¿"¿¡л/яс^я 1991 г.

Ученый секретарь

Специализированного совета ___

доктор, технических наук В.М.Блинов

Актуальность темы. Дальнейший прогресс в области специального судостроения и машиностроения, криогенной техники и новой: энергетики во иного» зависит от создания высокопрочных сва-эиваемых коррозионностойкшс немагнитных сталей. Из прииеня-Вщихся в сварных конструкциях стабильно-аустенитных (немаг-итных) сталей наибольшую прочность (о0 2=350 МПа) имеют Зг-Ш-Мп стали, легированные 0,15-0,ЗОЯ N. Низкий предел текучести сварного соединения (СС) таких сталей не позволяет их использовать для выссконагруженных немагнитных ;варных конструкций. Более высокий уровень прочности может 5ыть достигнут при использовании сталей, содержавши более

з.зх к.

Эднако, возможность значительного повышения прочности СС за ;чет увеличения содержания азота в традиционных аустенитных ;талях, содержащих больше количества никеля и других зле-/ентов, снижающих растворимость азота в аустените, ограничена из-за практически неизбежного охрупчивания таких сталей в результате выделения в процессе сварочного термического цинга большого количества нитридов или карбонитридов хрома. При ;варке плавлением известных аустенитных сталей, содержащих £0,4% К, возможно снижение стойкости швов к образованию го-зячиз трещин, выделение азота, вызывающего пористость в металле сварного шва (Ш) и, как следствие этого, ухудшение [изико-механических свойств СС. В литературе отсутствуют инные по систематическому исследованию свариваемости аусте-штных сталей с высокий (0,4-0,В%) содержанием азота. 1елыо работы являлось исследование свариваемости высокоазотистых аустенитных Сг-Мп-Ш. сталей и разработка новой стала уш выссконагруженных немагнитных сварных конструкций.

В работе решались следующие задачи: изучить закономер-юсти изменения структуры и свойств СС Сг-Мп-Ш аустенитных ¡талей с содержанием азота от 0,23 до 0,73 мае.55; установить одический состав стали, обеспечивающий сочетание высокой фочности и пластичности СС; исследовать влияние легирующих шементов на склонность металла шва к порообразованию и об->азованию горячих трещин и охрупчивание металла в зоне тер-:ермического влияния (31В); изучить влияние термической об-)аботкп на структуру и механические свойства СС; исследовать

влияние фазового состава азотосодержащей стали на кинетику развитая трещин СС.

Научная новизна. Выявлено положительное влияние высокого содержания азота в количестве 0,5-0,6 мае.56 на структуру, стабильность'и упрочнение аустенита основного металла (ОМ), ЗТВ и СШ Сг-Ип-№1 сталей.

Установлен химический состав стали, обеспечивающий:

- высокую растворимость азота (-0,6255) в расплаве при температурах сварка в СШ;

- равномерное распределение азота во всех участках СС стали;

- минимальную реакцию ОЫ на термический цикл сварки;

- повышенную стойкость металла шва к образованию горячих трещит;

- получение качественных швов (без пор) и равнопрочность СС с га.

Подтверздено, что стойкость металла шва азотосодерса-¡цах Сг-Кп-М1 сталей к образована» горячих кристаллизационных трещин повышается с уменьшении интервала кристаллизации.

Установлено, что существует критическое содержание никеля в аустенитных Сг-Ип сталях, превышение которого приводит в процессе их сварки х выделения большого количества нитридов в ЗТВ, образованию пор недопустимых размеров в снижению стойкости шва к образованию горячих трещин.

Показана эффективность совместного легирования аустенитных Сг-15п-Л1 сталей: азотом и ванадием (вплоть до 0,7% № и -1,2* V) для получения высокопрочных СС в результате выделения в процессе старения дисперсных нитридов ванадия.

Показано, что при растяжении СС азотосодерзащих аусте-квзтщх сталей наличие а-фазы в ОМ и б-феррита в СШ повышает скорость зарождения и распространения трещин. Практическая ценность работы.Установлена возможность повышения в 1,5-2 раза прочности немагнитных СС Сг-Ип-М-Мо и Сг-Мп-Ш-Мо-У аустенитных сталай, содержащий 0,5-0,756 N. Разработана новая высокопрочная коррозионностойкая высокоазотистая сталь тала Х22АИ6Н8М (а.с. й 1595936), перспективная для высоконагрулешшх немагнитных сварных конструкций. В ИЭС им.Е.О.Патона АН УССР разработана технология

сварил! заготовок из этой стали толщиной до 60 мм. Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались на:

- конференции .молодых ученых ИМЕТ а МИСиС "Новые процессы получения, обработки и метода исследования металлических материалов", Москва, 1989 г.;

- я Всесоюзной конференции "Физика разрушения",Киев, 1989г.;

- I Всесоюзной конференции по высокоазотистьш сталям, Киев, 1990 г.;

- Международном семинаре "Горячие трещины в сварных соединениях сталей и сплавов", Киев, 1990 г.;

- 2 Всесоюзном совещании "Структура и свойства немагнитных сталей", Свердловск, 1991 г.

Публикации. По теме диссертации имеется 6 публикаций (в том числе получено I авторское свидетельство на изобретение). Структура и обьем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, выводов, списка использованной литературы и приложения. Работа,изложена на 161 страницах машинописного текста, содержит 63 рисунка, 10 таблиц, список литературы из ИЗ наименований.

Материалы и методика исследования. Исследовали аустенитныв Сг-Ип-Н1 стали с содержанием азота от 0,23 до 0,73% (таблица I). Химический состав сталей выбран с целью получения высокой растворимости азота в жидком металле, определяющей возможность упрочнения СМ, стабилизацию аустенита Ш и ОМ по отношению 7-»а, 7-»е и 7->б превращениям, а также получение структуры с малым количеством нитридов в ЗТВ. Часть стали дополнительно легировали Мо, ГГЬ и V в количествах около 1,0; 0,3 и 1,2* соответственно с целью измельчения вустенитного зерна, повышения прочности СС в результате выделения дисперсных нитридных частиц.

Стали выплавляли в индукционных печах. Азот вводили в конце плавки путем добавления азотированного феррохрома. Слитки массой 50 кг ковали при 1200°С на заготовки сечением 40x40 мм с последующей прокаткой при И00°С на пластины тол-

ЬЧ S! 1-1 Ol M сл M lb ьч ы м M M ьч I—t о ш CD SI 0> 01 л. 03 to ьч

О о о о о О о о о О о о. о о о о о

О Ib о со о О) о lb s о сл о ib а g О lb о сл M а ЬЧ M 3 о СЛ о СЛ о Ib

о о о о о о о о о О о а о о о о о

s s SI о ß s ь 6 's Ol V0 а Ol О) S ь в ь W СЛ в

N О to 1-1 M H N M ьч СО в й N м к со ЬЧ Й ¥ в M ы Со ьч в в

ш То То сл lb ьч л. -si to сл M to о Ol л ы 1-4

ьч Ol l-H en M M l-H Ol 1-4 СП M СП ьч о 1-1 СЛ ьч Ol ы о ьч (0 1-1 OI ы Ol ьч Ol ьч Ol 1-4 Ol 1-4 01

То Ib Ol сл ы о lb CD о сл сл сл lb ь То Ol аз

-a <1 SI -а -а SI M СЛ CD Sí st Ib SI со SI SI SI

<1 si To То СО Vi ьч O со То То ъ о То а> »

O i—i ь—i i—i

О ЬЧ ЬЧ ЬЧ ЬЧ tO ЬЧ N ffl -J (О Ii H (Л

I I I I I I I I

1 ■ 1 1 о о о о 1

1 1 Ö ы lb ГО СО ы to 1 ( 1

о о о о о о о о о о о о о о

То Ol То Ib То ib То lb То Ol То to То Ib То СЛ H То Ol 1 То N s з CD СЛ

о о о о о о о о о о о о о о о о о

03 lb 03 со ы о W со CJ СЛ i ъ ьч S3 8 Ь в ъ ОЗ SI в в в ы Ib

о о о о о о о о о о о о о о о о о

о о со о о СО о о s о ьч о о о Cl о s о g о о со ъ 8 о ьч о s ьч о s а s о о g s о §

о о о о о о о о о о о о о о о о о

о ьч оэ о ьч U о ьч со о ьч S1 о ьч Ib 0 ьч 01 0 ьч 01 о ьч аэ о ьч о о ьч Cl о ьч 03 о ьч Ib 0 ьч 01 о ьч СЛ о о ьч ьч -J ев о 1-1 03

щиной 1,6 а 14 ш.

Сварные соединения получала в ИЭС им. Е.О.Патона АН УССР с, помощью автоматической сварки при токе 300-450 А, напряжения 26-35 В, скорости сварки 28-32 м/час.

Стыки пластин, собранные с зазором 2 ш, сваривали дуговой сваркой под опытный флюсом парки АНК-67 за 2 прохода, а пластины толщиной 6 ш - аргонно-дутовой сваркой за 3 прохода. Для дуговой сварки применяли проволоку 0 3 ш, а для аргонно-дутовой - проволоку в 1,2 ш, химический состав которых соответствовалл ОН.

Оценку качества СШ производили по трехзальной системе в соответствии с ГОСТ 23055-78: балл 3 - отсутствие дефектов, балл 2 - наличие допустимых дефектов и балл I -наличие недопустимых дефектов. Сопротивление образованию горячих трещин при сварке сталей оценивали с помощью технологической пробы ИМЕТ-1. В качестве критерия стойкости стали к образование горячих' трещин принята максимальная длина ива до надреза (К), при которой в шве еще нет трещин. Поверхность горячих трещин исследовали с помощью растрового электронного микроскопа. Интервал кристаллизации определяли дифференциальным термическим анализом.

Содержание и послойное распределение азота в ОМ, 'ЗТВ и СШ определяли на анализаторе N04-2003 и спектрозонде ШЕТ на легкие элементы. Для исследования структуры, фазового состава и характера разрушения СС использовали оптическую ("ИеорЬо^'), электронную на просвет (ЛЕИ-гОО) и растровую (ЛВН-из) микроскопию, рентгеноструктурннй и ыикрорентгено-спектральный анализы.

Проводили стандартные испытания образцов (СС и ОМ) на растяжение и ударную вязкость, малоцикловую и термическую усталость при +20 и -19б°С, измерение твердости и микротвердости.

Кинетику развития трещины изучали при растяжении плоских образцов с надрезом в колонне растрового электронного микроскопа.

Влияние легирующих элементов на структуру. Фазовый

состав и механические свойства СС Сг-Ип-Ш аустенитных сталей.

Работоспособность СС существенно зависит от структуры ОМ, ЗТВ и СШ. При. сварке сталей Х22ДГ16Н8М с низким содержанием азота формируется гетерофазная структура в ОМ и ЗТВ (йустенит + о-фаза) и в СШ (аустенит + б-феррит). Повышение содержание в стали сильного аустенитообразупцего элемента азота приводит к уменьшению количества ст-фазы и 5-феррита в указанных участках СС. В СС стали с 0,52Ж N и более наблюдали в ОМ и ЗТВ однофазную аустенитную структуру с больший количеством двойников (что характерно для аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки), а в СШ аустенитную ячеисто-дандритную структуру с относительно равноосными кристаллами. Более мелкодисперсную структуру (с размером зерна аустенита не более 15 икм) имели высокоазотистые стали с добавками сильных катрвдообразующих элементов (ниобия и ванадия). 6-феррит и с-фаза отсутствовали в структуре СС высокоазотистой (N>0,5455) стали Х22АГ16Н8Ы, содержащей сильные ферригсобразуодие элементы - № или 7 в количестве около 0,3 и 1,25? соответственно. Повышение содержания никеля до 10-1556, увеличивающего степень пересыщения аустенита азотом, в высокоазотистых (N=0,63-0,6956) сталях (пл.9 и 10) приводит к выделению в ЗТВ по границам аустенитных зерен большого количества нитридов. В С311 этих сталей наблюдали аустенитную ячеисто-дендритную структуру с вытянутыми кристаллами и значительное обогащение междендритных пространств никелем.

Азот по сравнению с другими легирующими элементами оказывает более значительное влияние на механические свойства СС изученных сталей. С увеличением концентрации азота до 0,52Ж, при котором количество о-фазы и 6-феррита уменьшается до нуля, резко возрастает пластичность и ударная вязкость ОМ и СС при сохранении высокого предела текучести (Од12~600 МПа) (рис.1). Наиболее интенсивное повышение прочности достигается у СС ванадийсодержащих сталей с со-

деформации (о , л ,□ ) и сварки (« , А,а ): О. • - Х22АГ16Н8М; А , А - Х22АИ6Н15МБ; □ ,В - Х22АГ16НЮШЗ.

держанием азота более 0,50% за счет выделения в сш дисперсных частиц нитридов VN. При этом снижение пластичности СС прямо зависит от объемной доли таких частиц.

Результаты исследования влияния термической, обработав на механические свойства СС высокоазотистой (0,73% N) вана-дайсодергащей стали Х22ДИ6Н8МФ показали максимальное ее упрочнение (о0 2=790 Ша) при сохранении удовлетворительно! пластичности (S=I7X) после закалки от Н70°С и старения npi 650°С в течение 15 час.

Механические свойства СС сталей существенно зависят i от распределения азота в ЗТВ и СШ. В СС стали Х22АГ16Н8Ы с низким содержанием азота (0,36%) наблюдается равномерное распределение азота во всех участках СС (рис.2). Повышение содержания азота в стали Х22АГ16НШФ до 0,73% приводит j уменьшению концентрации азота в СШ, особенно в верхней егс части, что обусловлено снижением растворимости азота в расплаве этой стали при температуре сварки. Неравномерное распределение азота в 3ГБ указанной стали связано с образованием частиц нитридов Ш под воздействием термического цикл! сварки. У высокоазотистой (0,62%N) стали Х20Г14Н5 с относительно низкий содержанием никеля содержание азота как в ОМ, так и в COI практически одинаково. Это позволяет считат! .указанную концентрацию азота близкой к равновесной для расплава этой стали при сварке. В СС изученных сталей наблюдается более высокая твердость, чем ОМ, что связано с воздействием термического цикла сварки на образование а-фазы : стали Х22АГ16Н8М с содержанием азота менее 0,47% или h¡ выделение нитридов на основе Cr2N и! в сталях с боле! высоким содержанием азота.

Свариваемость высокоазотистых аустенитных

Сг-Ип-Ni сталей.

С целью изучения реакции ОМ на термический цикл сварю исследовали влияние легирующие элементов на ударную вяз кость образцов после закалю: от 1100 и 1200°С (в состояли пересыщения у-твердого раствора азотом), а также после вы держки при температуре наиболее интенсивного выделения нит

3 10 1 3 5, ?

то а основной металл Ь^ЛМ

Рас.2. Распределение азота в СС сталей: I - Х22АГ16Н8М (0.36Ж N5 2 - Х20ДИ4Н5 (0,62* И); 3 - Х22АГ16Н8М® (0,?ЗХ И).

радов (800°С) продолжительностью I, 10 и 100 час.

Выдержка I час при 800°С у стали Х22АП6Н8М с 0,23 и 0,36% N. закаленной от И00°С, резко снижает ударную вязкость .в результате С - 7 + а - превращения. При повышении содержания азота до 0,47% в стали уменьшается количество о-фазы, что уменьшает снижение ударной вязкости. Ударная вязкость стали с 0,52Ж N после указанной выдержки снижается незначительно, что обусловлено незначительным выделением частиц шгридной фазы по границам зерен аустенита.

С увеличением времени выдержки до 10 час в сталях с высоким содержанием азота ударная вязкость резко снижается в результате выделения большого количества нитридов на основе Сг2И по механизму прерывистого распада. В стали с 0,47% К, для которой после указанной тепловой выдержки не наблюдается прерывистого распада, снижение ударной вязкости связано с образовании с-фазы. Сталь с низким содержанием азота выеет низкую ударную вязкость, что обусловлено наличием большой объемной доли ст-фазы.

Выдерзжа 100 час приводит к дальнейшему снижению ударной вязкости по сравнению с закаленным состоянием в результате увеличения объемной доли о-фазы у стали с 0,4756 N и продуктов прерывистого распада у стали с 0,52% N. В стали с 0.23Ж N ударная вязкость незначительно повышается.

Изменяя химический состав стали с целью повышения растворимости азота, можно сдерживать выделение нитридной фазы и тем сашм положительно влиять на ударную вязкость металла после термического цикла сварки. Сталь Х20АГ14Н5 с 0,62* N после закалки от И00°С и последующей выдержка при 800°С I час имеет более низкую ударную вязкость (КСТ1=2,1 МДх/ы2) по сравнению со сталью Х22ДГ16Н8М с 0,5256 N (КСТ=2,7 Мдк/м2). что обусловлено большей объемной долей выделившихся нитридов хрома у первой стали. Сдерживание выделения нитридов хрома в стали Х22Ш6Н8М объясняется влиянием молибдена на уменьшение степени пересыщения аустенита азотом. Выделение нитридов хрома в воде колоний по механизму прерывистого распада более интенсивно сникает ударную вязкость, чем выделение нитридов по границам зерен.

При легировании стали Х22АГ16Н8М (с 0,5355 N) ниобием, который может рассматриваться как поверхностно-активный элемент, нитрида NbN преимущественно располагаются по границам зерен, связывая часть азота, и тем самым обедняют аустенит азотом вблизи от границ зерен. Уменьшенная пересы-щекность азотом аустенита по границам зерен предотвращает выделение нитридов хрома по механизму прерывистого распада.

Высокое содержание никеля в сталях Х22АГ16Н10НБ (0,69% If) и Х22АГ16Н15ИБ (0,63% N) стабилизирует аустенит и подавляет образование сг-фазы при выдержке сталей до 10 час, но и увеличивает пересыщение ^-твердого раствора азотом; при этом наблюдается прерывистый распад аустенита. Увеличение времени выдержки при 800°С до 100 час приводит как к увеличению объемной доли нитридов, так и к образованию а-фазы и значительному снижению ударной вязкости этих сталей (Ш!=0,2-0,3 МДх/м2).

Механические испытания ванадайсодержащих сталей Х22АГ16Н8ИФ (0,73% N) и ЫвАИбНВМФ (0,5855 N) показали, что выдержка I час при 800°С после закалки от 1200°С сильно снижает их ударную вязкость, что обусловлено одновременным протеканием непрерывного распада с выделением частиц VN и прерывистого распада с образованием крупных нитридных йлас-тин Сг2К. Увеличение времени выдержки при 800°С приводит к дальнейшему снижению ударной вязкости сталей в результате увеличения объемной доли нитридной фазы, выделившейся по механизму прерывистого распада.

При оценке стойкости сталей с различный содержанием азота и фазовым составом против образования горячих трещин при сварке изучены поверхности этих трещин. Изломы сварных швов имеют сложный дендритный или ячеисто-дендритный рельеф с гладкой поверхностью, характерный для разрушения металла в присутствии жидкой фазы на границах зерен. Фрактографотеский анализ показал, что горячие трещины у всех изученных сталей являются кристаллизационными. В этих условиях длина трещины в шва от оплавленного края пластины может служить критерием склонности стали к образованию горячих трещин. Влияние содержания азота на склонность свар-

ных швов к образование кристаллизационных трещин существенно зависит от структуры стали. С повышением содержания азота в двухфазной (у + б) стали Х22АГ16Н8Ы от 0,23 до §,47%,приводящего к уменьшению количества б-феррита в ОМ и в центре СШ от 20-22% до 1-2%, значительно снижается стойкость швов к образованию горячих трещин. Однако при дальнейшем повышении содержания азота до 0,52% в этой стали (пл.4) стойкость против образования горячих трещин возрастает, несмотря на то, что основной металл и сварной шов приобретают однофазную аустенитную структуру. При этой содержании азота добавки ниобия в количестве 0,3% (пл.8) усиливают склонность к образованию горячих трещин. Резко возрастает склонность не только к образованию, но и к распространению горячих трещин при повышении содержания никеля от 5 до 15% (пл.6, 8-10). Отрицательное влияние никеля, вероятно, связано с образованием легкоплавких соединений этого элемента с серой, кремнием, ниобием, а также со снижением растворимости азота в жидкой стали. Никель, уменьшая способность металла шва усваивать азот, сдвигает точку предельной растворимости азота в б-феррите в область меньших концентраций, и тем самым расширяет интервал кристаллизации металла сварного шва. В координатах величина интервала кристаллизации, умноженная на содержание азота в основном металле (А^ДО^)]- отношение содержания азота в шве к содержанию азота в ОМ [ %НШ/%К0Ы] наблюдается практически линейная зависимость (рис.3). Снижение концентрации хрома до 18% в стали с 0,56% N (пл.13) приводит к возрастанию склонности к образованию горячих трещин, хотя этот эффект может быть связан.также с наличием в стали этой плавки 1,2% 7. Повышенная склонность к образованию горячих трещин наблюдается и в ванадийсодержащей стали Х22АИ6Н8М» с 0,73% N (пл.16). Сравнение сталей Х22АГ16Н8 и Х22АГ16Н8М с 0,47% N (пл.З и 5) свидетельствует о том, что добавки около 1% Мо практически не влияют на их стойкость против образования горячих трещин. Наиболее высокую стойкость против образования и распространения горячих трещин имеет сталь Х20АГ14Н5 с 0,62% К (пл.6), а наиболее низкую - сталь Х22АГ16Щ5МБ с

Рис.3. Зависимость At 55NQH от 35 NQU высокоазотистыд аустенитных сталей.

0,63* N (пл.10).

Изучено влияние фазового состава на кинетику роста трещин в стали Х22АГ16Н8М с 0,36 и 0,52% N при растяжении образцов в колонне РЭМ. Исследование образцов после горячей прокатки показало, что в двухфазной (ц-ю) стали с 0,3656 N при малых степенях деформации в вытянутых пластинах <т-фазы наблюдали образование трещин, направленных перпендикулярно к направлению действия растягивающих напряжений. Дальнейшее повышение степени деформации приводит к расширению этих трещин. При достижении нагрузки, равной ов, наблюдаются трещины в о-фазе, параллельные направлению растягивающих напряжений. Дальнейшее повышение степени деформации приводит к развитию таких трещин и образованию магистральной трещины в аустените.

При растяжении образцов с однофазной аустенитной структурой стали с 0,52% N кинетика роста трещин существенно изменяется. При достижении нагрузки выше о7 наблюдзется образование ориентированных в одной направлении полос скольжения, тогда как в двухфазном (7+0) металле при такой нагрузке развивается магистральная трещина. Увеличение степени деформации приводит к появлению вторичных полос скольжения, перпендикулярных первичным полосам, зерна аустенита вытягиваются по направлению растягивающих напряжений, появляются двойники деформации с последующим образованием трещины, которая развивается по полосам скольжения. У границ зерен и двойников наблюдали изменение направления и торможение роста трещины. У образцов стали с однофазной аустенитной структурой по сравнению со сталью с двухфазной структурой (7+0) скорость роста трещины примерно в 2 раза выше, но требуется значительно большая степень пластической деформации до распространения трещины. Отмеченное различие в росте трещин обусловлено тем, что в двухфазной стали аустенит почти не деформируется пластически, и работа, необходимая для зарождения магистральной трещины, затрачивается в основном на растрескивание частиц ст-фазы, тогда как в однофазной стали, которая сильно деформируется до начала разрушения, накопленная при пластической деформации высокая плотность

дислокаций и наличие нитридных частиц способствуют повышению скорости роста магистральной трещины.

Исследование кинетики роста трещин в СС показало, что по пластичности сталь со структурой т-нЗ значительно превосходит сталь со структурой т+о. При увеличении степени деформации стали с 0,36Х N зерна 5-феррита разрушаются, и перед магистральной трещиной образуется михротрещины в зоне ферритных зерен. В СШ стали с 0,52% К трещина образуется- и развивается при более низких степенях пластической деформации и меньшей нагрузке, чем в ОМ этой стали, что обусловлено особенностями литой структуры СШ. Кинетика роста трещины в СШ у стали с 0,52% N аналогична таковой для ОМ. Фракто-графаческий анализ показал вязкий а вязко-хрупкий характер разрушения сварного шва сталей с 0,52 и 0,36* К соответственно.

Структура, механические, технологические и химические

свойства СС высокоазотистых аустенитных сталей..

Уровень механических свойств СС ванадийсодержащих высокоазотистых аустенитных сталей в значительной мере зависит от режима термической обработки. Изменяя структуру ванадийсодержащих высокоазотистых сталей Х22АГ16НВМФ (9,73% Ю, Ы8АГ16Н8МФ (0,58% И), Х22АГ14НВМФ (0,69% М) и ИХ СС с помощь» термической обработки, можно регулировать уровень механических свойств их СС. Повышение температуры закалки сталей выше П70°С приводит к значительному растворению нитридных частиц и сильному росту аустенитных зерен, что способствует при последующем старении выделению большой объемной доли нитридных частиц и получению повышенной твердости. У сталей после закалки от 1150-1170°С достигается значительное пересыщение 7-твердого раствора нитридообразуищани элементами и сохраняется мелкозернистая структура. При температуре старения 550-600°С в рассматриваемых сталях эффект старения незначителен из-за медленного протекания диффузионных процессов, обусловливающих выделение йатрид-ных частиц из 7-твердого раствора, старение интенсифицируется при температурах 650-700°С.

С увеличением температуры старения от 600 до 750°С процесс распада пересыщенного азотом и ванадием 7-твердого раствора ускоряется и максимум твердости смещается в сторожу выдержек меньшей продолжительности. Как в ОМ, так и в СС после закалки от П70°С (I час) в воде в результате старения ори 550-600°С наблвдается незначительный эффект повышения механических свойств. С повышением температуры старения до 700°С процесс натридообразования ускоряется, но при это имеет место выделение крупных нитридных частиц, что способствует снижению пластических свойств (О и ф) как ОМ, так и СС. Наилучшее соотношение механических свойств достигается у 0Ы в СС ванадайсодержащих сталей после старения при 650°С продолжительностью 15 час (о°и=П80 МПа, сгд"т= 820 1Па, б0И=38Х, фои=37*, о®с=1030 МПа, а§с2=790 МПа, 178, фсс=27Х) (сталь плавки 16). В СС высокоазотистых аус-тенитных сталей, не содержащих ванадия, разупрочненным является ОМ околошовной зоны и сохранение равнопрочности СС с ОМ зависит от сохранения прочностных свойств металла околошовной зоны под воздействием термического цвела сварки. Исследования влияния температуры нагрева под закалку в воде на структуру и механические свойства ОМ стали Х22ДГ161Ш с 0,53* к показали, что после выдержки I час при 900°С сталь сохраняет мелкое зерно аустенита (0^=15 мкм),и в ее структуре наблвдается значительное количество дисперсных частиц нитрида хрома типа Сг21{, которые и обеспечивают высокий уровень просностных свойств. При повышении температуры закалке до 1100°С наблюдается диссоциация нитридов хрома,, что способствует росту аустенитного зерна и периода кристаллической решетки аустенита. Соответственно снижаются прочностные характеристики и повышаются пластические свойства и ударная вязкость. С повышением температуры нагрева под закалку более И00°С наблюдается интенсивное растворение нитридов хрома, резко увеличивается период кристаллической решетки аустенита и средний диаметр зерна. После нагрева стали под закалку при температурах в интервале от 1100 до 1300°С значения предела текучести и прочности практически не изменяются. При указанных температурах разупрочнение

стали, связанное с растворением нитридной фазы, полностью компенсируется упрочнением 7-твердото раствора хромом и, особенно, азотом. При этом сталь остается немагнитной (|л= 1.01 гс/э). Для рассматриваемой стали оптимальной температурой нагрева под закалку в воде является И00°С с выдержкой I час. После такой обработки сталь Х22АГ16Н8М по сравнению с известными свариваемыми аустенипшми сталями 0ЭХ20Ш6АГ6, 07ХГЗГ20АН4 с 0,2-0,3* N имеет более высокие прочностные характеристики при равных пластических свойствах. При одинаковых условиях сварки и состоянии ОМ аусте-нит в околошовной зоне СС у стали 122АГ16Н8М с 0,5-0,6* N по сравнению с известными вышеупомянутыми сталями после горячей прокатки или закалки от 1100°С имеет более высокие прочностные характеристики, кроме того, при повышении погонной энергии сварки, или толщины свариваемого металла, околошовная зона СС сохраняет не только высокие прочностные характеристики при 20°С за счет твердорастворного упрочнения аустенита азотом, но и достаточно высокие пластические свойства и ударную вязкость при -196°С. При исследовании стабильности аустенита в ЗТВ СС изучено влияние температуры нагрева а скорости охлаждения на ударную вязкость стали. Показано, что после значительного пересыщения 7-твердого раствора азотом (нагрев под закалку до 1200°С) и медленного охлаждения (с печьп) из аустенита выделяется некоторое количество частиц нитридной фазы, которые незначительно снижают ударную вязкость (КСТ=3,2 МДж/м2), что свидетельствует о высокой устойчивости аустенита стали 222АГ16Н8М против прерывистого распада при охлаждении металла в критическом интервале температур (600-900°С). Сталь Х22АИ6Н8М сохраняет высокое значение ударной вязкости после выдержки при 800°С продолжительностью до I час, что обусловлено незначительным развитием процесса выделения нитридов хрома типа Сг^Н-

Сталь Х22АИ6Н8М сваривается ручной и автоматической аргоннодуговой и дуговой сваркой под флюсом. СС стали по прочностным свойствам превышают аналогичные свойства СС известных аустенитных сталей, а по относительному сужению и

ударной вязкости находятся почти на одной уровне с ниш. В известных сваргшаешх аустетатных сталях при повышенной содержании азота (более 0,25-0,30*) увеличивается вероятность цородбразрвания в сварной шве, что не позволяет иметь в нем содержание азота более 0,3)6. Радиографический контроль сварных швов стали Х22АИ6Н8М показал, однако, что в сварном шве этой стали отсутствуют дефекты типа пор, что обусловлено высокой растворимостью азота в расплаве стали. СС стали Х22АГ16НВМ по долговечности в условиях циклических нагрузок уступают ОМ. При 20°С и напряжении 787 МПа долговечность образцов, изготовленных из СС, составляет 1,0-Ю4 циклов, а при напряжении 880 МПа, близком к пределу прочности, она равна 3,8-102 циклов. При -196°С и напряжении 1453 МПа усталостная долговечность сварных образцов составят 8,1 10^ циклов. Результаты испытаний на термоцикли-роваете при 420°Сг=г-19б°С показали, что при напряжении 1230 МПа ОМ выдерживает 137 циклов, а СС при напряжении 1090 МПа выдерживают 100 термических циклов. Удовлетворительный уровень свойств при испытаниях на растяжение, ударную вязкость, малоцикловую усталость и термоциклиро-вание ОМ и его СС позволяют оценить сталь и ее СС как пригодные для использования в качестве материала высоконагру-женных сварных конструкций в криогенном машиностроении. ОМ и СС этой стали имеют высокие коррозионные свойства (скорость коррозии в морской зоде 0,0007-0,0009 мм/год), которые позволяют отнести ОМ и СС стали к классу устойчивых против общей коррозии в морской воде.

ВЫВОДЫ

1. С целью разработки новой высокопрочной стали для высоко-нагруженных сварных конструкций изучено влияние легирующих элементов на структуру и механические свойства аус-тенитных Сг-Ип-Ш сталей после горячей пластической деформации (прокатки) и автоматической дуговой сварки под флюсом и аргонкодуговой сварки.

2. Исследование азотосодерхзщих сталей типа Х22АГ16Н8М показало, что низкие концентрации азота (0,23-0,36%) не-

достаточны для обеспечения однофазной аустенитной структуры: ОМ н СМ имели двухфазную структуру 7+а и 7-fd соответственно и обладали низкими пластическими свойствами (6=456, ф=2,7%, КС1Г=0,13 ВДж/Ы2),

3. С увелйчением содержания азота в сталях типа Х22АИ6НВМ уменьшается количество а-фазы в ОМ а С-феррита в СШ. Аустенитная структура без ст-фазы в ОМ обеспечивается при содержании азота более 0,47%, а без б-феррита при концентрации азота в ОТ более 0,52%. При таком содержании азота повышаются пластические свойства ОМ и СС. При легировании стали ферритообразупциш элементами: ванадием (1,255) или ниобием (0,3%), которые интенсивно измельчают зерно аустената, следует повышать в стали содержание азота более 0,525? для обеспечения стабильной аустенитной структуры.

4. При содержании азота 0,5-0,655 в сталях типа Х22АИ6НШ обеспечиваются высокие неханические свойства СС (ов= 900 МПа, ff0i2=600 «Па. ¿=26«, ф=42%, KCU=I,8 «Дз/i/) и не наблюдается значительных структурных изменений в ЗТВ, за исключением околошовной зоны, в которой отмечается незначительный рост аустенитного зерна. Такое содержание азота в стали уменьшает толщину ЗТВ СС, одновременно незначительно повышая твердость в ЗТВ.

5. Легирование высокоазотистых (0.52-0.735EN) сталей Х22АГ16Н8М ванадием в количестве около 1,2% обеспечивает дисперсионное твердение с образованием чатиц нитрида ванадия, что приводит к значительному повышению прочности при незначительном снижении пластичности СС в результате выделения дисперсных нитридов ванадия. При наличии ванадия в стали расширяется ЗТВ СС.

6. Повышение содерзаяня в изученных сталях никеля до 10-155? и азота до 0,69% не приводит к улучшению иеханических свойств их сварных соединений из-за значительного снижения концентрации азота в металле СШ и образования до 25% пор недопустимых размеров, обогащения никелем иеддендря-тных пространств в шве и выделения преимущественно по границам зерен нитридов хроиа в ЗТВ.

7. Горячие трещины в высокоазотистых аустенитных сталях Х22АГ16Н8М с содержанием азота до 0,73% являются крис-таллизационныыи. Влияние азота на стойкость к образованию горячих трещин при сварке неоднозначно и определяется соотношением легирупцах элементов: увеличение концентрации азота усиливает горячеломкость в области однофазной б-или 7-кристаллизации, т.к. расширяет эффективный интервал кристаллизации в уменьшает горячеломкость в интервале двухфазной ö+7-кристаллизации. Наиболее высокую стойкость против образования горячих трещин при сварке имеет сталь Х22АГ16НЫ при содержании 5-8S N1 и 0,520,62% N.

8. Изучена кинетика роста трещин в СС при растяжении образцов двухфазной (7+о или 7+6) и однофазной (7) стали Х22АГ16Н8Ы, содержащих 0,36 и 0,52% N соответственно, в колонне растрового электронного микроскопа. В стали с 0,36% N трещина образуется и развивается при более низких нагрузках и степенях деформации из-за наличия в структуре ОМ а-фазы и Ш б-феррита.

9. На основании комлексного исследования взаимосвязи структурных изменений с механическими свойствами разработана новая высокопрочная свариваемая коррозионкостойкая в морской воде сталь Х22АГ16Н8Й с 0,5-0,655 К (защищена авторским свидетельством), эффективная в качестве материала высоконагружекных немагнитных сварных конструкций. В ИЭС им.Е.О.Патона АН УССР разработана технология автоматической аргоннодутовой а дуговой сварки под флюсом листа толщиной до 60 им этой стали. Ее СС имеет прочность в I,5-2 раза вше СС применяемых в настоящее время немагнитных сталей.

Материалы диссертации изложены в работах

1. Ющенко К.Д., Солоха А.М., Казеннов H.H., Бликов В.М., Чорнаморян С.А. Дуговая сварка под флюсом аустенитной высокопрочной азотсодержащей стали Х22АГ16Н8М. Автоматическая сварка, 1989, Ä7, с.56-62.

2. Банных O.A., йценхо К.А., Блинов В.М., Чорнаморян С.А.,

Солоха A.M., Казенное Н.П. и др. Немагнитная свариваемая неркавепцая сталь. A.C. * 1595936 С 22 с 38/58 СССР, Открытия Изобретения, 1990, Ä36, с.120.

3. Банных O.A., Блинов В.М., Пойменов И.Л., Чорнаморян С.А. Влияние высокотемпературного нагрева на структуру и механические свойства высокоазотистых аустенитных сталей. - Тезисы докладов "I Всесоюзная конференция по высокоазотистым сталям", Киев, 1990, с.92.

4. Чорнаморян С.А. Структура и механические свойства сварных соединений высокоазотистых немагнитных сталей.-Тезисы докладов 2 Всесоюзного совещания "Структура и свойства немагнитных сталей", Свердоовск, 1991, с.27.

5. Банных O.A., Блинов В.М., Чорнаморян C.Á., Солоха A.M., Казеннов H.H. Структура и механические свойства сварных соединений высокоазотистых нержавеющих аустенитных сталей. «изХОМ, 1991, JM, с. 133-140.

6. Чорнаморян С.А., Черньшова Т.А., Банных O.A., Блинов В.М. О горячих трещинах при сварке высокоазотистых аустенитных сталей. Сварочное производство, (в печати).

МГП "Эвтектика". Зак.884, тир.100