автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Научные и технологические основы карбонитридного упрочнения легированных специальных сталей

НАЦИОНАЛЬНАЯ АКАДЕМИЯ НАУК УКРАИНЫ 13ИКО-ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

УДК 669.15.018.8

г:ч. ОД

шипицын

Сергей Яковлевич ____

НАУЧНЫЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ КАРБОНИТРИДНОГО УПРОЧНЕНИЯ ЛЕГИРОВАННЫХ

СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ

ециальность: 05.16.01 —- Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Киев-2000

Диссертация является рукописью.

Работа выполнена в Физико-технологическом институте металлов и сплаво] Украины.

Научный консультант: член-корреспондент HAH Украины, доктор техничеи наук, профессор БАБАСКИН Юрий Захарович, главный научный сотрудник ФТИМС HAH Украины, г. Киев Официальные оппоненты: член-корреспондент HAH Украины, доктор технических наук, профессор ОШКАДЕРОВ Станислав Петрович, заведующий отделом скоростного термоупрочнения сталей и сплавов Института металлофизики им.Г.В.Курдюмова HAH Украины, г.Киев

Доктор технических наук, профессор ТРОЦАН Анатолий Иванович, заведующий отделом микролегирования сталей Института проблем материаловедения им. И.М.Франпевита HAH Украины, г.Киев

Доктор технических наук, профессор, Заслуженный деятель науки и техники Украины ОПАЛЬЧУК Андрей Саввович, заведующий кафедры технологии конструкционных материалов и материаловедения Национального аграрного университета Украины, г.Киев

Ведущая организация: Национальный технический университет Украины ."Киевский политехнический институт" Министерства просвещения и науки Украины, гКиев

Защита состоится 8 июня 2000 г. в Ю00 часов на заседании Специализированного ученого совета Д26.232.01 Физико-технологического института металлов и сплавов HAH Украины. Отзывы, заверенные печатью, просим присылать по адресу: 03680, г.Киев-142,ГСП, проспект Вернадского ФТИМС HAH Украины.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФТИМС HAH Украин

Автореферат разослан 27 апреля 2000 г.

Ученый секретарь специализированного . совета Д26.232.01 доктор технических наук, профессор

K22Z.2O8-U0

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

актуальность темы. Конструкционные и специальные стали составляют :риальную базу машиностроения. Уже сегодня создана очень широкая енклатура высококачественных легированных сталей и продолжается аботка еще более совершенных для эксплуатации в экстремальных условиях »ниенных статических, динамических, циклических удельных нагрузок, icpaxyp, агрессивных сред, износа.

!месте с тем, использование этих сталей в мировом машиностроении и >енно в условиях Украины делается все более проблематичным. Это связано с оятгтто возрастающим дефицитом и стоимостью основных легирующих 1ентов таких, как никель, вольфрам, молибден, кобальт, ниобий, ванадий и др. 'азличными исследователями, в основном, в ФТЙМС HAH Украины 1аботаны оптимальные параметры комплексного легирования азотом и щием углеродистых и низколегированных конструкционных ей,обеспечивающие повышение комплекса их механических, служебных и гологических свойств более эффективное, чем традиционное легирование йгбденом, вольфрамом, никелем.

Скопленный автором опыт показывает, что и в случае легированных шальных сталей комплексное легирование азотом и активными прообразующими элементами (V, Nb, Ti) является эффективным методом лшения всего комплекса их свойств при существенном снижении степени [рования никелем, молибденом, вольфрамом, ванадием, ниобием. Однако, до ановки настоящей работы отсутствовало теоретическое и технологическое жование оптимальных пределов легирования азотом, ванадием, ниобием, ном специальных сталей различных классов.

i первую очередь, это относится к сталям инструментальным (штамповым), юзионностойким, жаропрочным, которые наиболее массово используются в иностроении из перечня специальных сталей.

[аправленная на создание теоретических и технологических основ разработки ^пользования специальных сталей с карбонитридным упрочнением работа а выполнена в Институте проблем литья Академии наук Украины (с 1996г.-ико-технологический институт металлов и сплавов ПАН Украины) в период 4998 г.г.

?ппзь работы с научными программами, планами, темами. Диссертация является обобщением научных исследований и результатов, ценных автором при выполнении научно-исследовательских работ по ■ановлениям Государственных и директивных органов, в том числе:

Государственной научно-технической программы 07 "Машиностроитеш продукция; Республиканской научно-технической программы РН.82.( "Материалоемкость"; контрактов №91144/07-29-96 и №97-92026/07-29-9' Минпромполитики Украины, тем по программам ГКНТ и Миннауки Укра! 5.43.07/092-92; 07.02.04/048-92; 7.02.04/089-92; 5.42.03/042-93 ; 5.42.08/143 06.02.03/003K-95; 04.03.02/002К-95; 4.3/25-94; 05.02/00490-97; 04.01/00502-97; НИР по планам HAH Украины 2.21.1.146; 0.16.05.18.182; 1.6.5.226; 1.6.5. 1.6.5.404.

В постановке задачи исследований, их методическом обоснова критическом обсуждении полученных результатов большую помощь ав-оказал консультант член-корреспондент HAH Украины Бабаскин Ю.З., проведении ряда экспериментальных исследований и их практической реалгог помощь автору оказали сотрудники отдейа дисперсионно-упрочненных спя ФТИМС, руководители металлургических служб и работники ] машиностроительных предприятий, которые осваивали разработанные в pal стали и технологии. Автор выражает им искреннюю благодарносп признательность за оказанную помощь.

Цель и задачи исследований - Исследование, анализ и теоретиче> обобщение влияния азота и нитридных фаз на формирование структуры и сво: средне- и высоколегированных специальных (инструментальных штампо: коррозионностойких ферритных и мартенситных, жаропрочных аустеюга сталей и разработка теоретических и технологических основ создана производства экономнолегированных сталей с карбонитридным упрочнением. Для достижения поставленной цели исследованы, определены и разработав

- допустимые пределы легирования азотом и ншридообразующими элемент основанные на растворимости азота в жидком и твердом метг термодинамических и кинетических параметрах выделения и раствор^ нитридов, морфологических закономерностях их выделения;

механизм и закономерности влияния легирования азотом ншридообразующими элементами на процессы кристаллизации, затвердевг формирования дендритной структуры сталей, затвердевающих в б (а) -модификациях кристаллической решетки;

- механизмы и закономерности влияния азота и нитридных фаз на формиров микро- и субструктур мартенситных, ферритных и аустенитных сталей, в числе, на формирование мартенсита и структур его отпуска, проц расслоения и распада пересыщенного твердого раствора в однофа: ферритных и аустенитных сталях, сегрегацию в них элементов и механизм релаксации в этих сталях структурно-термических напряжений выделении фаз внедрения;

исимости механических, служебных и технологических свойств штамповых, савеющих 13% хромистых, коррозионностойких однофазных ферритных типа Í8T, жаропрочных аустенитных и аустенито-ферритных с 6-24% никеля гй от легирования азотом и нитридообразуюшими элементами, структурного эяния, химической и структурной неоднородности металла; геретные марки сталей с карбоштридным упрочнением указанных классов и олоппг их выплавки и термической обработки.

аучная новизна полученных результатов. Установлено, что предельная гнь легирования азотом мартенситных, однофазных ферритных и :шшшх специальных сталей, кристаллизующихся в §(а)- кристаллической :тке, лимитируется его растворимостью в твердом металле, а аустенитных, таллизующихся в у-кристаллической решетке - в расплаве. Предельная гнь легирования V, Nb, Ti в основном лимитируется закономерностями эграничного и ликвационного выделения нитридов размерами более 5 мкм. первые экспериментально подтверждено, что при комплексном легировании ш и нитридообразующими элементами, решающее модифицирующее ние на дендритную структуру связано с концентрационным уплотнением >м фронта кристаллизации, связанным с этим уменьшением линейной эсти кристаллизации и изменением теплофизических условий затвердевания, гктивпость модифицирования азотом возрастает с повышением скорости едения, расширением интервала затвердевания и уменьшением легированием юэффициента распределения, который в аустенитных сталях дополнительно целяется влиянием легирования на температуру 8—>у превращения в овале затвердевания.

1кономерное, повышающееся с увеличением количества нерастворившихся 1устенитизации нитридов ванадия, уменьшение размера аустенитного зерна и шение плотности первичны^ и вторичных дислокаций, снижение гратуры Мн по мере увеличения количества твердорастворных азота и ;ия, снижение ваиадием диффузионной подвижности углерода обеспечивают ктивное диспергироваше мартенсита и1 продуктов его распада, снижение )сш роста и коагуляции фаз выделения, повышение температуры пика ;рсионного твердения и снижение скорости разупрочнения при высоком же мартенситных легированных специальных сталей.

i основе анализа зависимостей влияния азота и высокотемпературных 1дных фаз на процессы расслоения и распада пересыщенного твердого opa, сегрегационные процессы, формирование микро- и субструкгуры ¡ые установлен механизм подавления необратимого высокотемпературного гчивания высокохромистого феррита высокотемпературной нитридной í, связанный с заменой механизма релаксации структурно-термических

напряжений с двойникования на полигонизацию и подавлением зсрнограю сегрегации элементов и фаз внедрения.

В результате выполненных исследований формирования струк механических, технологических и эксплуатационных свойств созданы науч! технологические основы разработки нового поколения высококачестве экономнолегированных специальных сталей и технологий их производства.

Практическое значение полученных результатов. Разработаны i специальных сталей с карбонитридным упрочнением и технологи* производства. Опытно-промышленная проверка и внедрение в произво, показали значительное повышение эксплуатационной долговечности издел них при сокращении расхода дефицитных и дорогостоящих легиру! элементов. Так, замена сталей 5XHM(JI) на сталь 5ХНМАФ(Л) пов! долговечность молотовых и прессовых штампов в 1,6-2,5 раза, в том числ< сокращении расхода молибдена на 2,0-3,5 кг/т. Сталь 5ХНМАФ(Л) внедре предприятиях п/я А-3595 г.Челябинск, Челябинском тракторном за Херсонском заводе карданных валов, КП «Киевтрактородеталь» и yen опробована в производстве на предприятиях п/я А- 3681 г.Волгоград. «Буммаш» г.Ижевск, п/я Г-9408 г.Каменск-Уральский, п/я Р-6189 г.Ве] Салда, п/я В-2780 г.Красноярск, ПО «Уралхиммаш», АО Ново-Крамато] машиностроительный завод. Замена сталей 45ХЗВЗМФС, 40Х5МФ1С и друг 30Х6МАФЛ повысила долговечность тяжелонагруженных прессовых пггам] пресс-форм в 2-2,5 раза при сокращении суммарного расхода вольф молибдена и ванадия на 30-50 кг/т. Сталь 30Х6МАФЛ внедрена на Xepcoi заводе карданных валов, КП «Киевтрактородеталь» и успешно опробовг производстве на киевских КиГАЗ «Авиант» и ПО «Арсенал». Замена 20Х13Л на сталь 20Х13АФЛ почти в 2 раза повысила долговечность paf колес насосов для перекачки грунтовых сероводородосодержащих вод. < 20X1ЗАФЛ внедрена на Тульском оружейном заводе и успешно опробов производстве на Сумском «МНПО им. Фрунзе» и ПО «Нижневартовск-не Разработанная коррозионностойкая ферритная сталь 04X18АФ практичеа служебным и технологическим свойствам не уступает аустенитным сталям Х18Н12Т. Она успешно опробована на Сумском «МНПО им. Фр) Жаропрочные аустенитные стали с карбонитридным упрочнением повышаю 5 раз эксплуатационный ресурс оснастки термического и обжиг« оборудования при уменьшении на 20т170 кг/т расхода никеля. < 30Х18Н18АФБЛ внедрена на Челябинском тракторном заводе, 30Х24НЮАТС2Л и 30Х23Н7АТС2Л приняты МВК и внедрены на Куйбыше! сталелитейном заводе, сталь 40Х25Н19С2АФТЛ успешно опробована нг «КамАЗ».

ичный вклад соискателя состоит в том, что, будучи инициатором, водителем и ответственным исполнителем работы, он принимал средственное участие в разработке методик, выполнении расчетов и гриментов, анализе и обработке экспериментальных данных. Обобщение ченных результатов, написание статей в соавторстве выполнялось под водством и при непосредственном участии автора. Основные научные и ггические положения, представленные в диссертации, разработаны автором о. Освоение и внедрение в производство разработанных сталей и технологий одилось при непосредственном активном участии автора совместно с дашками отдела дисперсионно-упрочненных сплавов ФТИМС и гниками соответстветствующих предприятий.

пробация результатов диссертации. Основные положения и результаты гы доложены и обсуждены на международных, всесоюзных и украинских «ренциях: "Вторая конференция по высокоазотистьш сталям" (Киев, 1992 г.), гья международная конференция - Высокоазотистые стали - ЬШ893" (Киев, г.), "Мировой конгресс литейщиков" (Беинг, Китай, 1995г.), Семинар пейской комиссии ООН "Новые материалы и их применение в построении" (Киев, 1992г.), Восьмой семинар с международным участием >аботка, производство и применение инструментальных сталей и сплавов" в, 1998г.) и еще на 23 всесоюзных и украинских научно-технических еренциях в период 1978-1998 г.г.

[ублнкацнн. Содержание работы опубликовано в 67 научных трудах , в том г одной монографии (с соавторами) , 6 статьях без соавторов и получено 37 >ских свидетельств на изобретения и патенты. Основные публикации, >ские свидетельства и патенты приведены в списке опубликованных эиалов (см.ниже).

груктура и объем диссертаций- Диссертационная работа изложена на 273 шцах текста, 115 рисунках и 57 таблицах, состоит из вступления, пяти шов, выводов, списка литературы из 230 названий и 31 приложения на 112 ппхах.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

) вступлении обоснованы актуальность и целесообразность выполнения гы, изложены цели и задачи исследований, определены научная новизна и гическая значимость выполненной работы.

первом разделе определены допустимые границы комплексного ювания специальных сталей N. V, №>, П из условий оптимального тества, преимущественно внутризеренного, статистически равномерного, грсионного выделения нитридов размерами тысячные и сотые доли микрона

без наличия сегрегационных и ликвационных нитридов и их скоплений разме более 5 мкм, а также из условия максимального уменьшения относительно к количества V, №), И, что снижает себестоимость легирования.

Установлено, что допустимая граница легирования азотом сталей, кот затвердевают в 8(а) - кристаллической решетке, лимитируется растворимс азота в затвердевающем металле, а аустенитных, которые кристаллизуются кристаллической решетке,- в расплаве. Эта граница для мартенситных сталей 5ХНМА составляет 0,025%Ы, типа 30Х6МФА -0,11%>Т, типа (20-40)Х1 0,12%М; для однофазных ферритных типа 08Х18А -0,16%Н, для аустенют соотношением хромового и никелевого эквивалентов Эс/Эм ^1,27 - 0,17® ЭСг/Эк1 <1,27 - более 0,25%К

Влияние соотношения хромового и никелевого эквивалентов на растворш азота в аустенитных сталях связано с изменением типа кристаллической реи затвердевающего металла (рис.1).

{гтю* ш „ ^«одадА!,* 11,1X1

1Д и>- «) А1 Мо/ /С Л* Се

м

0.« ^Мо

■03 6

-0.1а 4

ом ааа-ем

■ЛМо

•0,3 ШД О ЧР.1 ЧО.З

я* (N¡1,%

1№>1М) ♦О -иг АСг.% -I»

0,0* 0,02-

•1 ЛЛ Ь «¡Л Ух А).» -0.04 -ОД2 О «0,01 +0Л4 АС,Н

Ст ^ "ЙГ-мТ^

-1 -о|» о

-0,62 6 *0,Ь2 -.0,1

Ъ

+

Рис.1. Рис.2.

Рис.1. Температурные границы относительно температур ликвиду солидуса 5 у превращения в хромоникелевых сталях 30Х24Н(6-24)С2Л. 1- начало 8 -> у превращения; 2 - окончание; 3 - температура солидуса.

Рис.2. Влияние легирующих элементов на величину произведения равнове< содержания N. V, №> в твердом растворе сталей 5ХНМАФ при 950°С 30Х6МАФ при 1100°С (б), 08Х18А(Ф,Б) при 1200°С (в,г). Базовый состав сг (% мас.доли): 5ХНМАФ- 0,55 С; 0,20 Бц 0,65 Мп; 0,65 Сг; 1,6 №; 0,22 Мо; О,С 30Х6МАФ- 0,3 С; 1,0 0,5 Мп; 6,0 Сг; 1,0 Мо; 0,02 А1; 08Х18А(Ф, Б)- 0; 0,50 Бц 0,50 Мп; 18,0 Сг.

гситическими расчетами и экспериментальными исследованиями определены юдинамические и кинетические параметры растворения и выделения )идов ванадия и ниобия в средне- и высоколегированных штамповых, 13% ¿истых ферритных и мартенситных , 17-30% хромистых однофазных эитных коррозионностойких и хромоникелевых аустенитных жаропрочных ях.

Остановлено, что основное влияние на термодинамические и кинетические 1метры фазового перераспределения азота и нитридообразующих элементов ывают тип кристаллической решетки матрицы и содержание хрома в сталях, иодинамическая устойчивость УЫ и снижается, главным образом, при мчении содержания хрома в сталях и при изменении типа кристаллической етки матрицы с а на у (рис.2, 3).

:.3. Влияние содержания М,У,ЫЬ на температуру полного растворения УЫ и I в сталях 5ХНМАФ(1), 30Х6МА'Ф(2), 20Х13АФ(3), 08Х18АФ(4), 08Х18АБ(5), 21Н11ВЗАФ(6) и 30Х24Н18С2АБ(7).

рость растворения УК и ЫЬК при аустенитизации или гомогенизации сталей шчивается при повышении диффузионной подвижности V и ЫЬ при тшении, главным образом, содержания хрома в сталях и при изменении типа гталлической решетки матрицы с у на а . Установлено, что при допустимых пщах легирования N. V, №>, возможных в промышленных условиях пературах аустенитизации, гомогенизации, необходимые параметры гворения нитридов достигаются при допустимых в промышленности пенных параметрах. Так, для среднелегированных штамповых сталей типа ТМАФ при температурах аустенитизации 900-1000°С время достижения

фазового равновесия составляет 1-10 ч , для 13% хромистых при 1000-1150е 0,5- 5 ч, для однофазных ферритных типа 08Х18АФ при 1100-1300°С - 0,5-1 ч. аустенитных хромоникелевых при 1070-1250°С - 1-4 ч.

При изучении процессов выделения нитридов установлено, что во исследуемых специальных сталях присутствуют две группы час отличающихся размерами. Дисперсные - имеют размер 0,001-0,120 мк мартенситных и аустенитных сталях и 0,01-2,00 мкм в ферршной. Установ четкая закономерность увеличения размера дисперсных частиц при увелич< степени легирования N. V, № и повышении диффузионной подвижн элементов при изменении с у - на а - кристаллической решетки металла.

Установлено, что дисперсные нитриды выделяются внутризер« гомогенно или гетерогенно на дислокациях и малоугловых границах, а крупн гетерогенно на высокоугловых границах илк в зонах ликвационного скопл( азота и нитридообразующих элементов.

Крупные частицы имеют размеры до 5,5 мкм в мартенситных сталях, до мкм в аустенитных и до 10,0 мкм в ферритной. Их размер увеличивается,глав образом, при увеличении содержания N. V, №), что сопровождается повыше* температуры равновесного растворения нитридов, при повышении скор* охлаждения металла после затвердевания, что затрудняет высокотемператур гомогенизацию, и при уменьшении содержания никеля в аустенитных сталях, сопровождается увеличением ликвации элементов.

Наиболее благоприятные условия для гомогенного или гетерогеш внутризеренного выделения нитридов достигаются при отпуске закален мартенситных и старении гомогенизированных аустенитных сталей.

При существующих в производстве сталей скоростях охлаждения мет; после затвердевания (5-300°С/мин), после горячей деформации от 1150-120 (0,3-80,0°С/мин), при закалке мартенситных (50-400°С/мин), после гомогениза аустенитных (50-200°С/мин), после сварочных нагревов ферритных (: 500°С/мин) подавление выделения сегрегационных и ликвационных нитр! ванадия и ниобия размерами более 5 мкм достигается при легировании V и 1 количествах не более (% мас.доли): мартенситных типа 5ХНМАФ(Л) - 0,11 типа 30Х6МАФ(Л)-1,5 V; типа (20-40)Х13АФЛ-0,35 V; однофазных феррит типа 08Х18А(Ф,Б) - 0,9 V и 0,7 №>; аустенитных типа 30Х24Н(12-24)С2А(Ф,Б 1,4 V и 0,6 №.

Максимальное легирование титаном ферритных и аустенитных стг ограничивается 0,15%, ибо при его больших количествах выделяются круп

иды и их скопления размерами до 100-200 мкм, которые формируются в лаве и не растворяются при термической обработке.

:ри максимально допустимом легировании N. V, МЬ, "П и допустимых в [зводстве температурно-временных режимах высокого отпуска, старения, илизации в сталях выделяются: мартенситных до 59% УН с ¡мущественной дисперсностью тысячные и сотые доли микрона, однофазных штных до 49% УЫ и 86% МЬМ с преимущественной дисперсностью десятые [ микрона, аустенитных в литом состоянии до 15%УИ и 53% и после >генизации и старения до 33% УЫ и 56% №) с преимущественной [ерсностыо тысячные и сотые доли микрона, аустенитных и ферритных до ТлЫ с преимущественной дисперсностью 0,1-3,0 мкм.

[ри оптимальном и допустимом легировании сталей N. V, № состав нитридов ок к стехиометрическому с параметрами кристаллической решетки: а = 38 нм; МЬЫ : а = 0,2953 нм; с = 1,1239 нм; с/а =3,805. Выделение карбидов карбонитридов этих элементов происходит только при низком содержании а и значительном превышении содержания углерода над азотом, [ри комплексном легировании N. V, N1), "Л практически не изменяются состав юсовое количество карбидных фаз, кроме стали 08X18Т, в которой вместо ода СггзСб выделяются карбонитриды и нитриды хрома Сг;(С,М) и Сг^Тч. :о втором разделе приведены результаты теоретического анализа и ериментального исследования влияния азота и нитридообразующих [ентов на процессы кристаллизации, затвердевания и формирования ¡ритной структуры.

1етодом термического анализа слитков массой 2 кг установлено, что рование азотом в комплексе с нитридообразующими элементами (V) ггически не влияет на скорость продвижения изотермы солидуса Ус, которая ветствует линейной скорости и общей продолжительности затвердевания ков.

5 то же время при прочих одинаковых условиях такое легирование ювождается резким, пропорциональным содержанию азота, снижением ости продвижения изотермы ликвидуса в зоне столбчатых дендритов Ул в ях, затвердевающих в 8 - модификации кристаллической решетки (рис.4). При : Ул практически равна линейной скорости кристаллизации Укр. 1рямым экспериментом и аналитическими расчетами показано, что из таких ■оров, как температурный интервал затвердевания АТ3, скорость охлаждения химический состав и тип кристаллической решетки твердой фазы решающее ние на Укр оказывают факторы, которые влияют на интенсивность накопления а на фронте кристаллизации. Так, при кристаллизации в 8 - кристаллической яке решающее влияние на У^ оказывает скорость охлаждения (рис.4 б) и

химический состав, в основном, содержание хрома, что видно на рис.5 изменению коэффициента распределения Ко, коэффициента диффузии аз о-: расплаве Б N и его градиента УС.

Рис.4. Влияние азота и ванадия (а), скорости охлаждения Уохл (б) и гогтер] затвердевания ДТ3 (в) на скорость продвижения изотермы ликвидуса в : столбчатой кристаллизации Ул в слитках массой 2 кг сталей (12-40)Х13(АФ)Л. а; сталь 20Х13(АФ)Л; 1-легирование N. 2-У,3- И+У; Уохл ~200оС/мин; . б: 1 -сталь 20Х13Л; 2 -20Х13АФЛ (0,90-0,92%Ы, 0,29-0,30%У); в: 1 - стали 40)Х13Л; 2 - (12-40)Х13АФЛ (0,089-0,092%Ы, 0,29 - 0,30%У); Уохл ~200ОС/мин

Интервал затвердевания практически не влияет на У^р, азотосодержа! сталей (рис.4,в).

В случае аустенитных сталей, кристаллизующихся в у-кристапличес решетке, модифицирующее влияние азота и нитридообразующих элемет практически не проявляется, так как коэффициент их распределения при э близок или больше единицы. Он выявляется только при таком содержа ферритообразующих элементов V, N1), 11, которое приводит к кристаллизации - кристаллической решетке и тем значительней, чем более эффективно сниже температуры начала 8 -»у превращения в интервале затвердевания.

Установлено, что механизм модифицирования дендритной структуры легировании азотом и нитридообразуюшими элементами заключается в сниже азотом скорости выделения удельной теплоты кристаллизации вследся снижения линейной скорости кристаллизации.

УС,%/мм

Си%

30

25 20 15 10 5

Рц.м/'с

0,4

0,3 0,2 0,1

Ко 0,8 0,7 0,6 0,5 0,4

0,3

-ю 0,2 10

а д%

0,4 0,3 0,2 0,1

[Сг],%

^с.5. Влияние хрома на растворимость азота в жидком [Ы^ и твердом [М]та шле, равновесный коэффициент распределения азота Ко, коэффициент фузии азота в расплаве 1>м, концентрацию азота на фронте кристаллизации С^ [иент концентрации азота в диффузионном слое УС и относительное гынение межветвенных расстояний АЬ сплавов Бе-Сг.

для сталей 40Р(АФ)Л, 5ХНМ(АФ)Л, 20Х5(АФ)Л, 20Х9(АФ)Л, 20Х13(АФ)Л и 17(АФ)Л при оптимальном легировании азотом и ванадием.

;ловиях постоянного внешнего тегогоотвода это компенсируется повышением юсти снятия перегрева расплава и увеличением поверхности фронта ;таллизации путем уменьшения межветвенных расстояний в дендритах. При 1 достигается уменьшение температурного градиента (рис.6), что обеспечивает более ранней стадии затвердевания развитие концентрационного ¡охлаждения, достаточного для остановки столбчатой кристаллизации и лшения скорости зарождения центров кристаллизации в зоне зиентированных дендритов (рис.7).

Остановлено, что эффективность реализации рассмотренного механизма ифицирования азотом повышается с расширением интервала затвердевания и [сит от скорости охлаждения, которая лимитирует условия накопления азота фронте кристаллизации. Например, для стали 20Х13(АФ)Л критической 1ется скорость охлаждения 10-15°С/мин, которой соответствует линейная юсть кристаллизации 4-6 мм/мин. При более низких скоростях охлаждения ифицирующий эффект теряется, а при больших - последовательно возрастает. : этом модифицирующая эффективность азота сопоставима с увеличением юсти охлаждения в 4-6 раз.

О Р,1 0,2 1У1,%

■ 5 б' 7 8 £N1 10Л% т м 12а ,80 у_;сл„,.

С1 С/м

40 80 120 ^„¿С/хвмя.

4 5 8 7

Рис. 6.

Рис. 7.

Рис.6. Влияние азота, азота и ванадия (1), ванадия (2), скорости охлаждения (3 на температурный градиент Сх в слитках массой 2 кг стали 20Х13(АФ)Л расстоянии 1/4 Б (12,5 мм) от их боковой поверхности в момент продолжительности полного заэвердевания.

1,2 - Уохл. ~200°С/мин; 3 - сталь 20Х13Л; 4 - 20Х13АФЛ (0,090 - 0,092% 0,29-О,ЗОУ).

Рис.7. Влияние азота и интервала затвердевания (1-3) и скорости охлаждения (■ на концентрационное переохлаждение - ДТ на расстоянии 1/4 Р слитка мае 2 кг от его боковой поверхности в момент 1/3 продолжительности полн затвердевания сталей (12-40)Х13(АФ)Л.

1 - сталь 12Х13(АФ)Л с АТ3 = 40°С; 2 - 20Х13(АФ)Л с ДТ3 =70<>С; 3 -40Х13(А<3 с АТ3 = 100°С; 1-3 - Уош ~200ОС/мин; 4 - сталь 20Х13Л; 5 - 20Х13АФЛ (0,0 0,092%Ы; 0,29 - 0,30%У).

Установлено, что модифицирование азотом дендритной структуры стал кристаллизующихся в 5 - кристаллической решетке, однозначно сопровождав существенным (в 1,3 -3 раза) уменьшением химической и структурной дендрит! неоднородности, в основном, за счет улучшения условий диффузион» выравнивания концентрации элементов при охлаждении металла по( затвердевания вследствие уменьшения межветвенных расстояний в дендритах.

В случае аустенитных сталей, кристаллизующихся в у или 8 - ■) кристаллических решетках, развитие химической и структурной дендрита неоднородности экстремально зависит от абсолютного количества и соотношег количеств азота и нитридообразующих элементов. Легирование тол! последними закономерно увеличивает неоднородность, что связано с рез*

иынением коэффициента распределения элементов внедрения при изменении а кристаллической решетки твердой фазы с у на 8 в интервале затвердевания, акже с уменьшением диффузионной подвижности элементов внедрения в гените. Легирование одним азотом практически не влияет на химическую и уктурную неоднородность при кристаллизации в у - кристаллической гетке и закономерно ее уменьшает при кристаллизации в 8 - у -сталлической решетке. При совместном легировании азотом и ридообразующими элементами уменьшение химической и структурной днородности достигается только в случае, когда влияние азота и ридообразующих элементов на диспергирование дендритной структуры и активность гомогенизации превышает влияние нитридообразующих ментов на уменьшение коэффициентов распределения и диффузионную вижность элементов внедрения.

3 третьем разделе рассмотрены качественные и количественные зависимости яния твердорастворного азота и нитридных фаз на процессы формирования и деформации микро- и субструктуры легированных специальных сталей. Гак, при исследовании мартенситных сталей установлено, что при количестве астворившихся при аустенитизации нитридов ванадия менее 0,08-0,10% .доли твердорастворный азот повышает устойчивость аустенита к распаду в литной области, а при больших количествах - нитриды ванадия ее снижают ;.8). Однако, при максимально допустимом легировании N и V снижение жчивости аустенита не достигает значений для стандартных сталей.

■с ,с

8. Влияние №[У] в сталях 30Х6М(АФ)Л (1) и 20Х13(АФ)Л (2) на цолжительность инкубационного периода начала изотермического у—►а(П) ¡ращения при температурах "носа" С-образных кривых.

Размеры пакетов реечного мартенсита при увеличении легирования N и V 'номерно уменьшаются до 2,0 -2,5 раз соответственно уменьшению до 3-6 раз

размеров аустенитного зерна за счет увеличения до 0,12-0,18% мас.д< нерастворившихся при аустенитизации нитридов ванадия, а ширина р мартенсита экстремально изменяется соответственно экстремальному изменен температуры начала мартенсишого превращения Мн. Ее снижение на 40-5С связано с твердорастворными N и V, а повышение до уровня, близкогс значениям стандартных сталей, - со снижением термодинамической устойчиво-аустенита нитридной фазой при ее количестве более 0,08-0,10% мае.доли.

При увеличении легирования N и V повышение твердости мартенсита на 4НЯС в штамповых и на 10-13 НЛС в 13% хромистых сталях связано, ка увеличением количества твердорастворного азота, так и с диспергирован! мартенсита, а ее уменьшение при температурах аустенитизации, близких температуре равновесной растворимости нитридов, - с увеличением разме] пакетов мартенсита и увеличением количества остаточного аустенита.

Снижение интенсивности самоотпуска мартенсита, скорости выделения, ро и коагуляции цементита и специальных карбидов при отпуске мартенситт сталей, легированных N и V, связано, главным образом, со снижеш температуры Мн и уменьшением ванадием диффузионной подвижности углерс а достигаемое при этом повышение на 20 НИС твердости отпущен» мартенсита и на 80-100°С температуры отпуска на одинаковую твердость связ; не только с диспергированием фаз выделения, но и с повышением до 2 плотности первичных и вторичных дислокаций.

Экспериментально установлено, что при оптимальном легировш однофазных ферритных хромистых и аустенитных хромоникелевых ста наличие в пересыщенной углеродом и карбидообразующими элементами матр] дисперсных, внутризеренных нитридов ванадия, ниобия, титана в 3-4 р увеличивает скорость распада твердого раствора при термокинетичео условиях. При этом, как при термокинетических, так и изотермических услов] распада достигается диспергирование и внутризеренное выделение карбида фаз при подавлении их зернограничной сегрегации (рис.9) и уменьшении в 1,5-раза скорости их роста и коагуляции (рис.10).

Установлено, что решающее влияние на термокинетические и топографичес: параметры распада твердого раствора оказывает соотношение поверхнос межзеренных и межфазных матрица-нитрид границ, а также объемов зо! искаженной кристаллической решеткой около них, которые являю эффективными диффузионными стоками для элементов внедрения. Наприм при оптимальном легировании однофазных ферритных хромистых ста поверхность межфазных границ превышает на два порядка поверхно межзеренных границ, а объем зон с искаженной решеткой возле час превышает на три порядка объем зон около межзеренных границ.

.-■-Л . Л -_) . _

. Ъ у-*-.,. - :

л:- <- (:■ Ъ** ■'■ 'ТХ '

а б

.9. Микроструктура (хЮО) сталей 04Х18Т (а) и 04Х18АФ с 0,092%К и 0,55%У з горячекатаном листе 8=15 мм.

С1,МКМ(1,2) С|,МКМ<1,,Э,4)

.10. Изменение среднего размера д. и количества п фаз выделения в генитных 20Х21Н11ВЗЛ (1, Г), 20Х21Н11ВЗАФЛ (2) и ферритных 08Х18Л (3, 08X18АФЛ (4) сталях при старении при 700°С (1, Г, 2) и 900°С (3, 3\ 4). I внутризеренные выделения; Г, 3'- зернограничные.

Установлено, что при легировании N совместно с V и №> именно окотемпературное выделение нитридной фазы определяет размер и механизм мирования зерна первичной микроструктуры в однофазных хромистых

ферритных и хромоникелевых аустенитных сталях. В стандартных сталях и легировании только азотом границы зерен микроструктуры, в основн совпадают с междендритными. Их форма и размер изменяются соответстве изменению параметров дендритной структуры под влиянием азота.

При этом определено, что как и в случае аустенитных сталей, что устано ранее Ю.З.Бабаскин, так и в однофазных ферритных хромистых ста! формирование границ первичного микрозерна осуществляется мехашш формирования многорядных малоугловых границ, их миграции и слияни средне- и высокоугловые границы и миграции этих границ (рис.11). Разн между аустенитными и ферритными сталями заключается только в температ процесса: для аустенитных это 1300-1000°С, а для ферритных - Тс -1400°С.

При комплексном легировании азотом и нитридообразующими элемент: нарушается соответствие между дендритной и первичной микроструктурой случае однофазной ферритной стали уже при содержании в матрице 0,15-0,1 мас.доли высокотемпературной нитридной фазы размерами 0,5-1,5 и происходит формирование мелких рекристаллизованных зерен по всему сечег слитка. В случае аустенитной стали закономерность изменения разм первичного зерна аустенита экстремальна. По мере увеличения содержания У(ЫЬ) размер зерна уменьшается, вследствие формирования свобо, ориентированных мало- и среднеугловых границ, а затем увеличивае-вследствие подавления их формирования при содержании высокотемператур: нитридной фазы более 0,15-0,20% мас.доли дисперсностью 0,01-0,10 мкм.

Анализ полученных экспериментальных результатов дал возможность сдсл вывод, что изменение микроструктуры аустенитных сталей, в основном, связш увеличением нитридной фазой энергии активации миграции дислокан мало-, средне- и высокоугловых границ, а в случае однофазных ферритных ■ уменьшением энергии активации зарождения центров рекристаллизации торможением собирательной рекристаллизации.

Также эффективно, пропорционально количеству нитридной фазы, происхо, торможение собирательной рекристаллизации при гомогенизации аустенитны сварочном нагреве ферритных сталей. Например, при нагреве ферритной стали предсолидусных температур максимальное легирование Ы, V, №>, Т№ боль: чем на порядок уменьшает размер зерна феррита.

Установлено, что в процессе интенсивного распада пересьпценн твердого раствора стандартных однофазных хромистых ферритных сталей ] охлаждении после затвердевания слитка, горячей прокатки, сварки последующих стабилизационных нагревах, а также хромоникелевой аустенип при старении после гомогенизации - струкгурно-термические напряже1 релаксируются, в основном, двойникованием (рис.12 а, 13 а).

а б в

1. Микроструктура (хЗОО) стали 04Х18ТЛ в образцах массой 10 г (с! =12 мм, 20 мм), которые нагревались до жидкого состояния при 1550°С, охлаждались скоростью 15°С/мин до температур 1500°С (а), 1460ОС (б) и 1300ОС (в) и от к температур закаливались в воде.

;.12. Микро- (а, х200) и электронномикроскопическая (б,х3600) структуры тенитных сталей 20Х21Н11ВЗЛ(а) и 20Х21Н11ВЗАФЛ с 0,22%N и 1,085%V . а - 1200°С - 4 ч + 700°С - 5 ч; б - 1200°С - 4 ч + 700«С - 360 ч.

В случае комплексного легирования сталей N, V, Nb, которое обеспечивает nef распадом твердого раствора наличие в структуре дисперсной нитридной фазь количестве 0,2-0,3% мас.доли для ферритной и более 0,2% мас.доли х аустенигаой, происходит смена механизма релаксации напряжений двойникования на полигонизацию (рис.12 б, 13 б). При этом для ферритной ста установлен экстремальный характер влияния количества нитридной фазы на эi процесс. При ее количестве более 0,4% мас.доли снова фиксируется лроц< двойникования, который отличается от первого случая на порядок болын количеством и меньшими размерами двойников (рис.13 в).

Рис.13. Трансмиссионные электронномикроскопические структуры феррита хромистых сталей 04X18Т (а, х12000), 04X18АФ с 0,093%И и 0,55%У (б, х200( и 08X18АФЛ с 0,14%Ы и 0,4%У (в, х20000).

а,б - горячая прокатка + стабилизационный нагрев 900°С -1 ч; в - 1300°С -Юм + 900°С -1ч.

Полученные экспериментальные результаты позволили заключить, что вл!Ш дисперсных нитридов ванадия и ниобия на механизм релаксации напряжен связано, в основном, с повышением плотности внутризеренных дислокаш снижением их подвижности и увеличением напряжений второго рода.

В четвертом разделе рассмотрены вопросы влияния структурного состоять режимов термической обработки на механические, служебные и технологичеа свойства легированных N. V, №>, специальных сталей.

Яа основе установленных закономерностей термодинамики и кинетики гворения-выделения нитридванадиевой фазы, ее влияния на формирование дритной, микро- и субструктуры, а также из условия снижения себестоимости ирования, определили актуальность исследования двух основных типов овых штамповых сталей с карбонитридным упрочнением: 5ХНМАФ(Л) - для дних и крупных молотовых и прессовых штампов и 30Х6МАФ(Л) - для [кого тяжелонагруженного прессового инструмента.

Установлено, что при оптимальных системах легирования и режимах мической обработки, вследствие улучшения характеристик структуры, в том ле, уменьшения химической и структурной неоднородности и дисперсионного ридного упрочнения, обеспечивается повышение на 150-200 МПа прочности [ комнатных температурах и более, чем в два раза при температурах плуатации, уменьшение с 0,7-0,9 до 0,5-0,6 ЖС/ч скорости разупрочнения при пературах 580-650°С, увеличение более, чем в два раза термостойкости и на 40% горячей износостойкости при увеличении в 1,7-6,0 раз ударной вязкости пей 5ХНМАФ(Л) и 30Х6МАФЛ. В случае стали 30Х6МАФ(Л) достигается лпчение высокотемпературной прочности и теплостойкости близкое к тому, орое имеет место при суммарном легировании вольфрамом, молибденом, адием в количестве 4-5%. Установлено также, что оптимальное легирование N ' повышает технологические свойства: жидкотекучесть, трегциноустойчивость, ячую пластичность, прокаливаемость и склонность к поверхностному химико-мическому упрочнению до уровня, который превышает уровень в стандартных лях типа 40Х5МФ1С(Л), 45ХЗВЗМФС(Л) и др.

Выполненные исследования позволили установить оптимальные пределы ирования 13% хромистых мартенситных сталей N и V и режимы их мической обработки, которые обеспечивают комплексное диспергирование [дритной структуры, микроструктуры, снижение химической и структурной даородности металла отливок и дополнительное дисперсионное нитридное ючнение.

Установлено, что достигаемый уровень улучшения структурных характеристик спечивает, при минимальном расходе легирующих элементов, повышение: жазателей прочности на 24-56%, при увеличении содержания углерода с 0,2 до Уо, при сохранении пластичности и повышении до 2 раз ударной вязкости; 1 30-50 Дж/см2 ударной вязкости при температурах до минус 40°С; ри температурах 500-550°С времени до разрушения при ст=220МПа с 47 до I ч и ограниченного предела усталости, на базе 107 циклов, с 228 до 297 МПа; ¡носостойкости при абразивном, гидроабразивном и контактном изнашивании в раза при высокотемпературном отпуске и до 6 раз при низкотемпературном;

- коррозионной стойкости в 35% растворе азотной кислоты и вода сероводородном растворе с ионами хлора на 40% при низкотемператур! отпуске и до 5 раз - при высокотемпературном.

В отличие от традиционных методов легирования 13% хромис мартенситных сталей оптимальное легирование N и V не только не снижает, н существенно улучшает технологические свойства металла, в том чис жидкотекучесть, устойчивость к образованию горячих и холодных трещи макро- и микроусадочных дефектов.

Известно, что однофазные ферритные хромистые стали типа 08X18Т уступают хромоникелевым аустенитным по коррозионной стойкости большинстве агрессивных сред. Однако, их применение ограничивает вследствие необратимого охрупчивания, при литье, горячей деформации и свар Высокотемпературное охрупчивание ферритных хромистых сталей связыве с зернограничной сегрегацией элементов и фаз внедрения, необратимым рост зерна феррита, твердорастворным и дисперсионным упрочнением феррита. С не устраняется известными методами модифицирования, легирования термической обработки и объясняется тем, что этим не достигается комплекс] устранение указанных структурных состояний, которые охрупчивг высокохромистый феррит. Только при очень глубоком рафинирован обеспечивающим уменьшение суммарного содержания элементов внедрения тысячных долей процента, что ниже предела их растворимости в ферря достигается полное подавление высокотемпературного охрупчивания.

Установлено, что легирование азотом, ванадием, ниобием обеспечивает I горячей прокатке, а также в зоне термического влияния сварки П01 стабилизационного нагрева, комплексное подавление зернограничной сегрегах элементов и фаз внедрения, необратимого роста ферритного зерна, критичеа степени твердорастворного и • дисперсионного упрочнения. Однако, это обеспечивает однозначного подавления высокотемпературного охрупчивания.

Впервые установлено, что необходимым дополнительным условв подавления высокотемпературного охрупчивания высокохромистого ферр) является формирование при повышенных температурах ячеистой субструкту] что обеспечивает резкое, на несколько порядков уменьшение разм< эффективного зерна. ,

Обоснованы оптимальные пределы легирования 1*1, V, № и режи термической обработки, которые обеспечивают снижение температуры вяз] хрупкого перехода с 150-200°С до минус 20-40°С.

Оптимальное легирование повышает на ЗО-ЮОМПа показатели прочности (а 510-550 МПа, ст8= 330-360 МПа) при сохранении высокого уровня пластичное (8= 24 -27%, у = 50-60%) и повышение с 5-10 Дж/см2 до 100-120 Дж/см2 ударн вязкости в горячекатаном толстом листе и в зоне термического влияния сварки.

2таль с оптимальным легированием превышает по коррозионной стойкости тдартные стали типа 08X18Т и не уступает хромоникелевым аустенитным типа 5Н12Т, кроме случая агрессивных сред, содержащих одновременно ионы серы, ра и водорода.

Наиболее металлоемкой областью применения хромоникелевых жаропрочных тей является производство оснастки термического и обжигового оборудования машиностроении, цементной, глиноземной и агломерационной мышленности.

В зависимости от условий эксплуатащш оснастки ( температуры, нагружения ¡плосмен) используются стали с содержанием никеля от 7 до 36%. Остановлено, что одним из наиболее эффективных по технико-экономическим азателям методов улучшения свойств жаропрочных сталей является фование азотом, ванадием, ниобием и титаном, которое существенно ышает никелевый эквивалент, обеспечивает формирование аустенитной рицы при пониженном на 60-170 кг/т содержании никеля, повышение пературно-временной стабильности аустенита, снижение дендритной инородности и преимущественное внутрнзеренное выделение дисперсионных Зидных, карбонитридных и нитридных фаз при эксплуатации, а также ышение их стойкости к коагуляции.

Чнализ полученных в лабораторных и промышленных условиях териментальных данных показывает, что достигаемое изменение параметров /ктуры обеспечивает повышение основного комплекса эксплуатационных гств, таких как длительная прочность, термостойкость, износостойкость при мшенных температурах и сохранение жаростойкости. Например, в. гсимости от содержания никеля в трех исследованных базовых составах опрочных сталей с 12, 18 и 24%№ уровень повышения эксплуатационных гетв соответственно составляет: жаропрочности ( по времени до разрушения) -и 2 раза, а термостойкости - на 35; 90 и 60%.

I пятом разделе приведены результаты опытно-промышленного опробования :едрения разработанных сталей с карбогаггридпым упрочнением, "таль 5ХНМАФ(Л) обеспечила на Челябинском тракторном заводе, щриятии п/я В-2780 (г.Красноярск), Херсонском заводе карданных валов, о-Краматорском машиностроительном заводе, КП "Киевтрактородеталь" и др. лшение долговечности средних и крупных штампов в 1,5-4,0 раза при замене и 5ХНМ(Л), а сталь 30Х6МАФЛ на Херсонском заводе карданных валов, о - Краматорском машиностроительном заводе, КП "Киевтрактородеталь" и вских ПО "Арсенал" и КиГАЗ "Авиант" - долговечности тяжелонагруженных :совых штампов и пресс-форм литья под давлением в 2-4 раза при замене ей 45ХЗВЗМФС, 40Х5МФ1С.

Разработаны технологии производства иггамповых "кубиков" при выпла стали в мартеновских и дуговых электропечах, литых заготовок - в установ электрошлакового литья, штампов с литой гравюрой - в индукционных ле1 которые обеспечивают стабильно высокое качество инструмента из стала карбонитридным упрочнением.

Разработаны сталь 20Х13АФЛ, технологии ее выплавки в индукционных пе1 разливки, условий охлаждения отливок в форме и режимы термической обрабо отливок.

Сталь 20X1ЗАФЛ была опробована в промышленных условиях на Сума МНПО им.Фрунзе для изготовления литых рабочих колес центробежных насо для грунтовых вод. Натурные испытания насосов с рабочими колесами разработанной стали показали повышение их долговечности с 8700 до бо 13000 ч. При этом контрольная проверка насосов подтвердила возможность дальнейшей эксплуатации.

Сталь 20Х13АФЛ внедрена на Тульском оружейном заводе при изготовле] специальных тонкостенных изделий сложной конфигурации. Достигв снижение брака отливок по горячим трещинам в 2 раза (с 60 до 30%) и полное устранен брак отливок по механическим свойствам, который достигал 10%.

Опытно-промышленное опробование на Сумском МНПО им. Фру коррозионностойкой однофазной ферритной стали 04X18АФ показало, что ош коррозионной стойкости не уступает аустенитной стали типа Х18Н(10-12)Т, кр агрессивных сред с ионами серы, хлора и водорода, а после стабилиза сварного шва имеет вязкое или вязко-хрупкое разрушение до температур ми 20-40°С. Сталь 04X18АФ имеет хорошую технологичность при металлургичес; переделе и сварочно-сборочных работах.

Опытно-промышленное опробование и внедрение подтвердили высоз эффективность применения жаропрочных сталей с карбонитридным упрочнени

- замена стали марки 30Х24Н12СЛ на Куйбышевском сталелитейном заводе сталь 30Х24Н10АТС2Л обеспечила повышение долговечности литых колосни высокотемпературной зоны холодильников обжиговых цементных и глинозем) печей в 1,5-3,0 раза;

- замена на ПО «КамАЗ» сталей марок 40Х25Н19С2Л и 30Х18Н35Л на сп 40Х25Н19АФТЛ повысила долговечность литой оснастки закалочных печей I раз, нормализационных печей и заливочных агрегатов в 2 раза;

- замена стали марки 40Х18Н24С2Л на сталь 30Х18Н18АФБЛ при опыт промышленном опробовании повысила долговечность литой оснас термического оборудования на 25-88%, а при внедрении на Челябинс тракторном заводе - статистически ее не изменила, вследствие регулярш значительного превышения содержания углерода в стали над верхним преде, марочного состава.

Реальная и ожидаемая экономическая эффективность применения работашых специальных сталей с карбонитридным упрочнением следующая | /т): сталь 5ХНМАФЛ - 500-1000; 5ХНМАФ - 300-500; 30Х6МАФЛ - 800-1000; ПЗАФЛ - 200-500; 04Х18АФ - 600-1000; жаропрочные хромоникелевые - 6000.

ВЫВОДЫ

1. Созданы научные и технологические основы разработки и производства номнолегированных штамповых для инструмента горячего деформирования, жавеющих мартенситных 13% хромистых, коррозионностойких однофазных »ритных хромистых и жаропрочных хромоникелевых аустенитных сталей, орые обеспечивают снижение расхода на их производство хрома, никеля, шбдена, вольфрама, ванадия, ниобия и других дефицитных элементов, как за т снижения их содержания в сталях, так и за счет повышения долговечности елий в эксплуатации.

2. Эффективное улучшение физико-механических свойств специальных ней при комплексном легировании азотом и нитридообразующими элементами

МЬ, ТГ) достигается при оптимальном количестве и преимущественном тризеренном, равномерном дисперсионном выделении нитридов размерами адка тысячных и сотых долей микрона без наличия сегрегационных и ваиионных нитридов и их скоплений размерами более 5 мкм. Остановлено, что с целью снижения расхода относительно более дорогих и шцитных нитридообразующих элементов по сравнению с азотом, указанные бования эффективного комплексного легирования азотом и ридообразующими элементами при допустимых и характерных для 'мышленных условий температурно-временных параметрах горячей юрмации, термической обработки, скоростях охлаждения металла при и после зердевания, горячей деформации, термических обработок, юкотемпературных технологических нагревов (сварка) достигаются в сталях [ следующих условиях:

эи предельной степени легирования азотом, которая в сталях, в том числе и генитных, кристаллизующихся в 5(а) кристаллической решетке, лимитируется гворимостью азота в затвердевающем металле, а в аустенитных, сталлизующихся в у-кристаллической решетке, - растворимостью азота в плаве, и которая составляет для мартенситных сталей типа 5ХНМА - 0,025%>1, а 30Х6МФА - ОДГ/оИ, типа (20-40)Х13А - 0,12%Н для однофазных |ритных типа 08Х18А - 0,16%Ы, для аустенитных с величиной соотношения мового и никелевого эквивалентов Эс/Эц-, 2:1,27 -0,17%Ы и Э^/Э^-, < 1,27 -ее 0,25%К;

- при предельном легировании ванадием и ниобием, которое обеспечив; возможность необходимой степени (90-95%) растворения первичных нитрдг при горячей деформации, аустенитизации, гомогенизации, возможно! высокотемпературного выделения нитридов в однофазных ферритных аустенитных сталях, не сопровождается выделением крупных сегрегационнны: ликвационных нитридов и составляет: для мартенситных сталей тт 5ХНМАФ(Л) - 0,15%У, типа 30Х6МАФ(Л) - 1,5%У, типа (20-40)Х13АФ1 0,35%У, для однофазных ферритных типа 08Х18А(Ф,Б) - 0,9%У и 0,7%М>, ; аустенитных типа 30Х24Н(12-24)С2А(Ф,Б)Л - 1,4%У и 0,6%М>;

- при предельном легировании ферритных и аустенитных сталей титаном не бо: 0,15%.

При предельном легировании азотом и нитридообразующими элементам!: условиях допустимых температурно-временных режимом высокого отпус старения, стабилизации в сталях выделяется: в мартенситных - до 59%УТЧ, однофазных ферритных - до 49%УЫ и 86%ЫЫ^1, в аустенитных в лит состоянии - до 15%УЫ и 53%№>Ы и после гомогенизации и старения - до 33%^ и 56%М)]М, в аустенитных и ферритных - до 95%Т1М.

Нитриды ванадия и ниобия имеют состав, близкий к стехиометрическои Карбиды или карбонитриды этих элементов выделяются только при мал степенях легирования азотом и значительном превышении содержания углерс над азотом.

Комплексное легирование Ы,У,№>,Т1 практически не меняет состав и весо! количество карбидных фаз в сталях, кроме стали 08X18Т, в которой подавляет выделение СггзСб за счет выделения С^И и Сг2(С, И).

3. Экспериментально установлено, что модифицирующее влияние легирован азотом и нитридообразующими элементами на формирование дендритн структуры связано, в основном, со снижением азотом линейной скорое кристаллизации и увеличивается по мере расширения интервала затвердеваю« повышения скорости охлаждения. При этом значимое влиян нитридообразующих элементов на эффективность модифицирования азот проявляется только для хромоникелевых аустенитных сталей, кристаллизующих в у - или 6 - у - кристаллических решетках, вследствие снижения температур 8 —> у превращения в интервале затвердевания, определяющего коэффицие распределения азота.

Определены количественные зависимости влияния скорости охлажден! ширины интервала затвердевания, температуры перегрева расплава, количест азота и нитридообразующих элементов на эффективность модифицирован сталей.

Показано, что уменьшение межветвенных расстояний в дендритах легированных азотом и нитридообразующими элементами специальных ст?

дводит к практически значимому снижению их первичной химической и »укгурной неоднородности вследствие улучшения условий сокотемпературной гомогенизации при охлаждении металла после •вердевания.

4. Установлено, что при легировании азотом и ванадием в оптимальных ;делах достигается диспергирование в 2-2,5 раза пакетного мартенсита амповых и 13% хромистых мартенситных сталей, повышение на 3-13 НПС его ¡рдоети, снижение скорости самоотпуска и отпуска мартенсита, выражающееся товышении на 80-100°С температуры отпуска на одинаковую твердость и зышении до 20 1Ш.С твердости при отпуске при 600-б50°С. Основное влияние

эти процессы оказывают нерастворившиеся при аустенитизации нитриды гадия, обеспечивающие уменьшение в 3-6 раз размеров аустенитного зерна и шшающие до 2 раз плотность первичных и вторичных дислокаций, рдорастворные азот и ванадий, снижающие на 40-50°С температуру Мн и гныпающие диффузионную подвижность углерода.

5. Установлено, что нитридная фаза ускоряет распад пересыщенных твердых

;твороо однофазных ферритных хромистых и хромоникелевых аустенитных лей, диспергирует продукты распада (карбиды, карбонитриды и нитриды >ма), обеспечивает подавление их зерпограпичной сегрегации и статистически щомерное внутризеренное выделение, снижение скорости их роста и 1гуляции. Основной механизм реализации этих явлений связан с тризеренным, дисперсным, равномерным распределением нитридных фаз и данием ими зон эффективного диффузионного стока для элементов внедрения, орыми являются межфазные границы нитрид-матрица и зоны искаженной юталлической решетки матрицы вокруг нитридов.

6. Установлено, что оптимальное легирование азотом и нитридообразующими ментами обеспечивает диспергирование зерна микроструктуры однофазных зритных хромистых и хромоникелевых аустенитных сталей при литье и юкотемпературных обработках, вследствие повышения нитридной фазой ргии активации миграции дислокаций, мало-, средне- и высокоугловых границ устенитных сталях и с уменьшением энергии активации зарождения центров ристаллизации и торможения собирательной рекристаллизации в ферритных лях.

7. Установлено, что легирование азотом и нитридообразующими элементами лет на механизм релаксации структурно-термических напряжений при распаде есыщенных твердых растворов:

а аустенитных сталях происходит смена процесса двойникования на игонизацию с монотонным уменьшением субзерна по мере увеличения пени легирования;

- в ферритных сталях влияние легирования экстремально. Только ] оптимальном легировании отмечается смена двойникования на полигонизацию

Это явление связано, в основном, с повышением ннтридной фазой плотно внутризеренных дислокаций, снижением их подвижности и повышен! напряжений II рода.

8. Установлены в зависимости от температурных параметров термичеа обработки закономерности влияния легирования азотом и нитридообразукищ элементами на механические и эксплуатационные свойства рассматриваед специальных сталей. Определены оптимальные пределы их легирован обеспечивающие повышение отдельных или в комплексе таких свойств, : прочность, вязкость, пластичность при отрицательных, комнатных и повышен! температурах, усталостная прочность, термоусталостная выносливость, холод и горячая износостойкость, теплостойкость и жаропрочность, окалиностойкос коррозионная стойкость.

При этом не только не ухудшаются, но и практически значимо возрасте технологические свойства рассматриваемых в работе специальных сталей, в т числе, жидкотекучестъ, устойчивость к образованию горячих и холодных треп при литье и сварке, горячая деформируемость, прокаливаемое восприимчивость к химико-термическому поверхностному упрочнению.

9. Впервые в теории и практике разработки и произволе коррозионностойких однофазных ферритных сталей со стандартным содержат примесей внедрения для традиционных массовых металлургических технологи! том числе, газокислородного рафинирования, показано, что подавление разви известных структурных состояний, предопределяющих необратю высокотемпературное охрупчивание металла при литье, горячей прокатке сварке, является недостаточным для устранения этого явления. Установлено,1 необходимым дополнительным условием подавления необратим! высокотемпературного охрупчивания является формирование дисперс! субструктуры, что фактически на несколько порядков уменьшает эффективн размер зерна.

10. Эффективность созданных научных и технологических основ разработк производства легированных специальных сталей с карбонитридным упрочнен! подтверждена результатами опытно-промышленных работ и внедрений созданн конкретных марок сталей и технологий их производства.

В частности, штамповал сталь 5ХНМАФ внедрена на предприятии п/я А-3'. (г.Челябинск) и ЧТЗ, 5ХНМАФЛ и 30Х6МАФЛ - на Херсонском заве карданных валов и КП "Киевтрактородеталь", нержавеющая сталь 20X1ЗАФЛ -Тульском оружейном заводе, жаропрочные стали 30Х18Н18АФБЛ - на ЧТЗ 30Х24НЮАТС2Л - на Куйбышевском сталелитейном заводе. Реальная

:ономическая эффективность применения сталей составляет- 200-1000 у.е. на 1 «ну.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

Шипицын С.Я. Повышение качества и долговечности литья из хромистых сталей нитридным модифицированием// Экономия металлов в литейном производстве.-Киев: Ин-т пробл.литья АН Украины - 1982.-С. 17-21. Шипицын С.Я. Модифицирование стали титаном, азотом и нитридами ванадия // Плавка литейных сплавов.-Киев: Ин-т пробл.литья АН Украины,- 1982.-С. 136-140.

Сф1мов В.О., Бабасюн Ю.З., Ющенко К.А., Афтандилянц С.Г., Лшодаев В.М., ТТТишцин С.Я. та шш.. Формування внутр1зеренно1 сегрегацн домннок // Bicmnc АН УРСР.-1984.-№6.- С.44-50. Бабаскин Ю.З., Шипицын С.Я., Иваницкая Т.Н. Повышение срока службы отливок экономнолегированных теплостойких сталей // Литейное производство,-1984,- №8.- С.11-12.

Babaskin Yu.Z., Shipitsyn S.Ya., Aftandiljants Ye.G. Low-Alloy Steels Insteand of Complex - Alloy Ones //Licensintorg, Panorama.-1985.-17.-P. 10-11. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З. Эффективное применение модифицирования и микролегирования для повышения качества стального литья // Тезисы докладов VII Всесоюзной конференции "Новые высокопроизводительные технологические процессы, высококачественные сплавы и оборудование в литейном производстве". - Часть 1.- Киев:.ИПЛ АН УССР.- 1986.-С.145-147.

Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З., Смолякова Л.Г. Нитридванадиевое упрочнение штамповых сталей // МиТОМ,-1986.-№7.-С.47-49. Бабаскин Ю.З., Шипицын С.Я., Афтандилянц Е.Г. Экономное легирование стали.- Киев: Наукдумка, 1987.-188 с.

Иваницкая Т.Н., Бабаскин Ю.З., Шипицын С.Я.,Ивенко В.Ф., Лысенко В.В. Повышение долговечности колосников холодильников обжиговых печей типа "Волга" // Исследование и создание нового оборудования для производства цемента.-Тольятга.-1987,- вып.ХХХ,- С.66-78. . Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З., Лория Д.Б., Волощенко H.H. Кристаллизация и литейные свойства высокохромистых сталей, модифицированных азотом // Литейное производство.-1987,- №12.-С.4-7. . Бабаскин Ю.З., Шипицын С.Я., Лория Д.Б., Смолякова Л.Г.,

Колодяжная Л.Ю. Влияние упрочнения нитридами ванадия на структуру нержавеющих мартенситных сталей // Известия АН СССР, Металлы,-1988,- №2.- С.84-89.

12. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З., Семеняка Г.Д., Белорусов С.И., Юрченко И.В. Повышение долговечности средних и крупных штампов горячего деформирования // Кузнечно-штамповочное производство.-1988.-№10,- С. 11-12

13. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З., Иваницкая Т.Н. Модифицирование и упрочнение литых жаропрочных сталей азотом и юиридообразующими элементами // Тезисы докладов I Всесоюзного симпозиума "Новые жаропрочные и жаростойкие металлические материалы". Часть II. Стали, сплавы на основе тугоплавких металлов и интерметашщдов.-М.: Черметинформация.- 1989,- С.6-7.

14. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З. Перспективы создания безникелевых, маломарганцевых азотосодержащих феррито-аустенитных коррозион-ностойких сталей // Вторая конференция по высокоазотистым сталям Доклады.Часть l.-Киев: Ин-т металлофизики АН Украины,-1992,- С.44-48.

15. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З. Механизм модифицирования сталей азотой // Процессы литья,- Киев: Наук.думка.- выпуск 3.-1991.- С.33-43.

16. Бабаскин Ю.З., Шипицын С.Я., Лория Д.Б., Смолякова Л.Г. Рош структурных факторов в повышении механических и специальных свойстт мартенситных хромистых сталей при нитридванадиевом упрочнении /, Процессы литья,- 1992,- №1,- С. 131-137.

17. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З. Ферритные и ферритоаустенитньк азотосодержащие свариваемые коррозионностойкие стали // Аннотацш стендовых докладов участников Семинара Европейской экономическо! комиссии ООН "Новые материалы и их применение в машиностроении" Киев: ИПМ НАН Украины,-1992,- С.108-109.

18. Shipitsyn S.Ya. Babaskin Yu.Z., Smolyakova L.G., Lev I.Ye. Mitskevich N.S. Shakhanova N.G., Kinietics and Thermodynamics of Dissolution anc Precipitation of Vanadium and Niobium Nitrides in High-Chromium Ferrite / Proceedings of the 3rd International Conference High Nitrogen Steels. HNS-93. Kiev: Institute for Metal Physics Academy of Sciences of Ukraine.- 1993 .-Part I. S.198-203.

19. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З. О механизмах высокотемпературной охрупчивания хромистых ферритных сталей // Процессы литья,- 1993. №4,- С.100-115,

20. Babaskin Yu., Shipitsyn S., Aftandilyants E. Investigation and use cast steel microalloyed bi Nitrogen and Vanadium // Proceedings of the 61ST Worli Foundry Congress. Beijing, China - International Academic Publishers.-1995. C.525-530.

21. Котельников Г.И., Стомахин А.Я., Бурова E.C., Шипицын С.Я. Бабаскин Ю.З., Савиченко С.А.. Растворимость азота i шпридообразование в сплавах железо-хром // Процессы литья,- 1995. Сообщение 1.- №2,- С.56-69.- Сообщение 2,- №3,- С.67-74.

!. Шипицын СЛ., Бабаскин Ю.З., Вихляев В.Б., Смолякова Л.Г.,

Маркашова Л.И. Роль высокотемпературной нитридной фазы в подавлении необратимости охрупчивания высокохромистого феррита // Процессы литья,- 1996,- №3,- С.65-77.

I. Шипицын С.Я. Безмолибденовая штамповая сталь с карбонитридным упрочнением для массового кузнечно-прессового инструмента повышенной долговечности .//Процессы литья.-1997,- №2,- С.70-76.

к Шипицын С.Я. Безвольфрамовая высокотеплостойкая штамповая сталь с карбонитридным упрочнением II Металл и литье Украины,- 1997.- №5,-С.17-19.

i. Шипицын С.Я. Высокотемпературный распад феррита в свариваемой коррозионностойкой стали 04Х18АФ // Автоматическая сварка.-1997,-№6(531).-С.13-16.

i. Шипицын С.Я. Улучшение свариваемости ферритных коррозионностойких сталей типа 08Х17Т легированием нитридной фазой И Автоматическая сварка,- 1998.-№1(538).- С.8-13.

Бабасшн Ю.З., Шипщин С.Я., Афтаддшянц С.Г. Дослщження i

використання литих сталей, мжролегованих азотом та ванад1ем //Металознавство та обробка меташв.-1998.- №3.- С.60-65.

!. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З. Специальные азотсодержащие экономнолегированные стали с карбонитридным упрочнением // Процессы литья,- 1998,- №3-4,- С.122-130.

Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З., Вихляев В.Б. Коррозионностойкая ферритная сталь 04X18АФ с повышенной вязкостью и свариваемостью // Металл и литье Украины.-1998.-№9-10.-С.15-18.

>. Шипицын С.Я., Бабаскин Ю.З., Кутищев С.М., Кирчу И.Ф, Повышение долговечности и снижение себестоимости кузнечно-прессового инструмента применением штамповых сталей с карбонитридным упрочнением // VIII Семинар с международным участием "Разработка, производство и применение инструментальных сталей и сплавов".-1Сиев: Ин-т пробл. материаловедения HAH Украины,- 1998,- С.20.

. Lipodaev V.N., Shipitsyn S.Ya., Babaskin Yu.Z. Improvement of Ferritic Corrosion-Resistant Steels.- Welding and Surfacing Reviews.-Edited by B.E.Paton, E.O.Paton Eleciric Welding Institute , Ukrainian Academy of Sciences, Kyiv, 1998,- 85 p.

:. A.c.1015670 СССР, МКИ C22C 5/52. Способ полугения коррозионностойких хромистых ферритных и ферритоаустенитных сталей/ Б.Е.Патон, В.А.Ефимов, Ю.З.Бабаскин, С.Я.Шипйцын, К.А.Ющенко, В.Н.Липодаев, О.И.Тищенко, Л.И.Сенюшкин, Е.В.Мокров; Опубл. 1983.

ч A.c. 1080506 СССР, МКИ С22С 38/50. Жаростойкая сталь / С.Я.Шипицын, Ю.З.Бабаскин, Т.Н.Иваницкая, И.Л.Рева, Н.Е.Дудов, А.А.Поляков, П.А.Фельдман; Опубл. 17.03. 1983.

34. A.c. 1109468 СССР, МКИ С22С 38/24. Литейная высокопрочна нержавеющая сталь / С.Я.Шипицын, Ю.З.Бабаскин, Д.Б.Лория

B.К.Оболонный, О.А.Луценко, Л.Г.Смолякова, О.Н.Литвиненко; Опубл 23.08.1984, Бюл. №31.

35. А.с.112066 СССР, МКИ С22С 38/50. Ферритная коррозионностойкая стал] / Б.Е.Патон, Ю.З.Бабаскин, С.Я.Шипицын, К.А.Ющенко, В.Н.Липодаев Р.И.Морозова, Г.Ф.Настенко, Б.Г.Вайншейн, О.Н.Тшценко, А.И.Гиндин Сенюшкин Л.И., О.Н.Агишев; Опубл. 07.09.1984, Бюл.№33.

36. А.С.1340210 СССР, МКИ С22С 38/50. Литая сталь / С.Я.Шшшцын, Ю.З.Бабаскин, Т.Н.Иваницкая, В.Н.Костяков, А.С.Жипшк, В.П.Падос, Ф.Б.Хальфин; Опубл. 1987.

37. A.c.1482974 СССР, МКИ С22С 38/58. Жаропрочная сталь/ Ю.З.Бабаскин,

C.Я.Шипицын, В.Н.Костяков, Т.Н.Иваницкая, А.С.Житник, Л.М.Киршон, В.А.Руденко, А.А.Радченко; Опубл. 30.05.1989, Бюл. №20.

38. А.с.1548253 СССР, МКИ.С22С 38/32. Штамповал сталь/ Бабаскин Ю.З., Шипицын С.Я., Семеняка Г.Д., Костяков В.Н., Житник A.C., Кулюкин

B.C.; Опубл. 07.03.1990, Бюл.№9.

39. Патент Украши ИА 10324А. Клас МПК С22С 38/00. Сталь/

C.Я.Шишцин, Ю.З.Бабасюн, СМ.Кутнцев, М.М.Антипов, О.Л.Снтя, Ю.М.Станков, Л.М.Носов; Опубл. 25.12.1996, Бюл. №4.

40. Патент Украши ИА 10864А. Клас МПК С22С 38/24. Сталь / С.Я.Шишцин, Ю.З.Бабаскш, С.М.Купщев, А.М.Гаранчук, BJ3.4yxni6, П.Дегтяр; Опубл. 25.12.1996, Бюл.№4.

АННОТАЦИЯ

Шипицын С.Я. Научные и и технологические основы карбонитридн упрочнения легированных специальных сталей. - Рукопись.

Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук специальности 05.16.01- металловедение, и термическая обработка металл Физико-технологический институт металлов и сплавов HAH Украины-, Кк 2000г.

Из условий растворимости азота в расплаве и затвердевающем метал термодинамических, кинетических и морфологических параметров растворени выделения нитридов определены допустимые пределы комплексно экономичного легирования N, V, Nb, Ti мартенситных шгамповых и 1 хромистых, однофазных ферритных хромистых и аустенитных хромоникелег литейных и деформируемых сталей. Оптимальные пределы легировш установлены в результате исследования закономерностей влияния азота

ладных фаз и температурно-временных условий затвердевания, горячей ормации и термических обработок на процессы кристаллизации, мирования дендритной структуры,мартенситного превращения, кинетику хада пересыщенных твердых а и у растворов, морфологию фаз выделения в генситных, ферритных и аустенитных сталях, механизмы релаксации лсгурно-термических напряжений в однофазных ферритных и аустенитных их, уровень их механических, служебных и технологических свойств. В шьтате разработаны научные и технологические основы эффективного плексного легирования N. V, №), П специальных сталей мартенситного, ритного и аустешггаого классов. Они обеспечивают снижение расхода хрома, еля, молибдена, вольфрама, ванадия, ниобия и других дефицитных и огостоящих элементов как за счет снижения их содержания в сталях, так и за г повышения долговечности изделий в эксплуатации.

Слючевые слова: карбонитридное упрочнение, азот, нитридная фаза, плексное легирование, штамповые, коррозионностойкие, жаропрочные стали.

АНОТАЩЯ

Шипицин С.Я. Науков1 та технолопчш засади карбоштридного змщнення званих спещалышх сталей. - Рукопис.

Дисертащя на здобуття вченого сгупеня доктора техшчних наук за щалыистю 05.16.01 -металознавство та терм1чна обробка меташв. Ф13ико-голопчний шститут меташв та сплавав HAH Украши. Кшв, 2000р.

3 умов розчинностт азоту в розплав! та тверддачому меташ, чодинам^чних, кшетичних i морфолопчннх параметров розчинення та шення штридав визначею допустим! мела комплексного, екошнпчного /взяня N, V, Nb, Ti мартенситних штампових та 13% хромистих, однофазних итних хромистих та аустештних хромошкелевих ливарних та деформуемих [ей. Оптимальш меж1 легування визначеш досл1'джет!ями закономтрностей иву азоту та штридних фаз i температурно-часових умов твердщня, гарячого ормування i терм!чних обробок на пронеси кристашацн, формування дритноi' структури, мартенситного перетворення, ю нетику розпаду есичених твердих а i у розчитв, морфологш фаз видшення у мартенситних, итних i аустештних сталях, мехашзми релаксацй структурно-терм1чних ружень в однофазних феритних та аустештних сталях, р1вень Ix мехатчних, жбових та технолопчних властивостей. Наслщком цього е розробка наукових i нюлопчних засад ефективного комплексного легування N, V, Nb, Ti щальних сталей мартенситного, феритного та аустештного клаав. Вони

забезпечуклъ зменшення витрат шкелю, мсшбдену, вольфраму, ванадаю, нюбй imntrx дефщитних i з високою варткпо елементш, як за рахунок зниженга вмлсту у сталях, так i за рахунок шдвшцення довпшчносп BHpoöiB у експлуатаг Ключов! слова: карбонпридне змщнення, азот, штридна фаза, комплек легування, штампов!, корозшностшш, жаромщш стал!

ABSTRACT

S.Ya. Shypytsyn. Scientific and Technological Fundamentais of the Elaboration Production of Economically Alloy Die, Corrosion Resistant and High-Temperature St with Carbide-Nitride Strengtnening.-Manuscript.

Dissertation Presented for a Doctor of Technical Sciences Degree on Specie 05.16.01 - Metal Science and Heat Treatment of Metals. Pliysico-Technological Insti of Metals and Alloys of National Academy of Sciences of Ukraine, Kiev, 2000.

From conditions of the nitrogen solubility in melt and solidifying me thermodynamic, kinetic and morphological paramiters of nitrides dissolution precipitation there were determined permissible limits of complex, economical alio) N,V,Nb,Ti containing martensite die and 13% chromium, single - phased fei chromium and austenite chromium-nicked casting and wrought steels. Optimum limit: alloying were ascertained as a result of investigation of regularities of the influence nitrogen and nitride phases and temperature-temporal conditions of solidifying, deforming and heat treating on crystallization processes, forming the dendrite struct martensite transforming, kinetics of the decomposition of supersaturated a and y s< solutions, morpholody of presipitating pnases in martensite, ferrite and austenite ste mechanisms of relaxation of structure-thermal stresses in single-phased ferrite austenite steels, a level of their mechanical, service and technological properties. A result scientific and technological fundamentals of effective complex alloying N,V,Nl containing special steels of martensite, ferrite and austenite classes have been devolf The use of there steels ensures lowering the consamption of nickel, molibdem tungsten, vanadium, niobium and other scarce and expensive elements due to decreas their content in steels as well as owing to the decrease of a durability of articles at exploitation.

Keywords: carbide-nitride strengthening, nitrogen, nitride phase, complex allowi die, corrosion resistant, high-temperature steels.