автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Особенности строения и свойства закаливаемых на мартенсит конструкционных азотсодержащих сталей после термомеханической обработки

На правах рукописи

00504О"'•

ХАДЕЕВ ГРИГОРИИ ЕВГЕНЬЕВИЧ

ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ И СВОЙСТВА ЗАКАЛИВАЕМЫХ НА МАРТЕНСИТ КОНСТРУКЦИОННЫХ АЗОТСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Специальность 05.16.01 — Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

5 ' Ымй 2012

Москва-2012

005045077

Работа выполнена на кафедре Пластической деформации специальных сплавов Федерального государственного автономного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС».

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор Людмила Михайловна Капуткина

Официальные оппоненты:

Доктор технических наук, профессор Чудина Ольга Викторовна («МАДИ»)

Кандидат технических наук, профессор Канев Владимир Павлович (НИТУ «МИСиС»)

Ведущая организация: ГНЦ РФ ОАО НПО "ЦНИИТМАШ"

Зашита диссертации состоится «14» июня 2012 г. в 15:30 на заседании Диссертационного совета № Д 212.132.08 при Федеральном государственном автономном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС».

119049, Москва, Ленинский проспект, д. 4, ауд. Б-607.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Национального исследовательского технологического университета «МИСиС».

Автореферат разослан <</^>> 2012 г.

Ученый секретарь

Диссертационного

совета, доктор физико-математических наук,

профессор

С.И. Мухин

Общая характеристика работы

Актуальность работы:

Развитие таких отраслей техники, как машиностроение требует резкого повышения качества металла, уровня служебных характеристик и надёжности изделий. Детали современных машин и конструкций работают в условиях высоких динамических нагрузок, больших концентраций напряжений и низких температур. Все это способствует хрупкому разрушению и снижает надежность работы машин. В связи с этим, конструкционные стали должны обладать достаточной пластичностью, а также высокой конструкционной прочностью, т.е. прочностью, которая проявляется в условиях их реального применения. Эти стали должны иметь хорошие технологические свойства: хорошо обрабатываться давлением и резанием, не образовывать шлифовочных трещин, обладать высокой прокаливаемоеггью и малой склонностью к обезуглероживанию, деформациям и трещинообразованию при закалке. Для получения сталей с вышеперечисленными характеристиками, необходима специальная термическая или термомеханическая обработка. Оптимальная термическая обработка является решением проблемы получения высокопрочного состояния стали без дополнительного введения дорогостоящих легирующих элементов. В результате применения такой обработки снижается масса металла в металлоконструкциях, увеличивается срок эксплуатации изделий.

С учетом экономической точки зрения, в роли легирующего компонента, обеспечивающего необходимый уровень конструкционных свойств, целесообразно использование азота. Азот, входящий в состав воздуха, является дешевым, и процесс его получения из атмосферы не требует разрушения поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд. Он превосходит другие легирующие элементы по упрочняющей способности, а часто и по увеличению коррозионной стойкости. Благодаря введению в сталь азота увеличивается срок эксплуатации изделий, а также снижается необходимость в дорогостоящих легирующих элементах.

Важно исследовать эффективность влияния азота на термомеханическое упрочнение различных классов сталей, а также выявить классы сталей или системы легирования, где наиболее благоприятно дисперсионное упрочнение при сохранении других высоких механических и эксплуатационных свойств. Вместе с тем, данных для формулирования четких критериев выбора содержания азота и/ или совместно углерода и азота, а также режимов термической и термомеханической обработок, явно недостаточно. Поэтому актуально исследование влияния термической и термомеханической обработок на структуру

и свойства азотсодержащих конструкционных сталей, как доминирующего конструкционного материала широкого спектра свойств и назначения.

В данной работе исследуются стали, микролегированные азотом, т.е. их производство не требует использования специальных технологических процессов, выплавка идет в атмосфере азота, что не приводит к большому повышению стоимости производства стали.

Также актуальным является исследование схем деформации в цикле ВТМО отличных от традиционно используемой продольной прокатки, при которых устраняется осевая неоднородность и создаётся другая текстура, которая может быть более благоприятной, способствующей получению более высоких показателей конструкционной прочности, конкретных изделий, например, длинномерных изделий, работающих в условиях одноосного нагружения.

Цель работы: изучение влияния различных схем термомеханической обработки на структуру и свойства азотсодержащих сталей, закаливаемых на мартенсит для повышения эффективности упрочняющих обработок, а также оценка эффективности термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей различных структурных классов.

Научная новизна:

1. Экспериментально показано, что микролегирование азотом аустенитных сталей влияет на кинетику процессов старения, смещая их к более низким температурам 350-400°С.

2. Доказано, что микролегирование азотом сталей, закаливаемых на мартенсит, приводит к изменению кинетики процессов отпуска мартенсита. Область двухфазного распада и существования е-карбида растягивается в сторону более высоких температур.

3. Повышение содержания азота усиливает эффекты деформационного старения при горячей и теплой деформации аустенита и мартенсита, а также упрочнение при теплой деформации в интервале температур отпуска (185-^600 °С) закаленных и отпущенных сталей, причем эффект тем выше, чем больше содержание С+И и меньше отношение С/Ы.

Научная и практическая ценность работы:

1. Показана эффективность применения микролегирования азотом и определены температурно-деформационные параметры, обеспечивающие повышение уровня механических свойств конструкционных, закаливаемых на мартенсит, сталей.

2. Показано, что при выборе режимов ВТМО легированных азотом сталей разных классов необходимо учитывать как общее содержание С+>Т, так и отношение С/Ы. Чем выше содержание азота и суммарно С+Ы в аустените, тем выше его сопротивление деформации; чем выше отношение С/Ы, тем раньше начинаются процессы разупрочнения, особенно рекристаллизация. Конечная структура и свойства горячедеформированного аустенита определяются в основном условиями горячей деформации.

3. При одинаковом базовом составе стали, сопротивление теплой деформации аустенитных и закаленных на мартенсит сталей определяется как исходной структурой, которая может быть создана в аустешгте при горячей деформации и унаследована образующимся при закалке мартенситом, так и, собственно, составом стали. Чем выше содержание азота, тем выше сопротивление малым, и большим пластическим деформациям.

4. При практически полном растворении избыточных фаз после ВТМО и заключительного низкотемпературного отпуска при 185°С стали типа (20-50)ХНМАФ обнаруживают высокий уровень прочности при достаточных для конструкционных сталей пластичности и вязкости. Стали типа 40ХНМАФ в таком состоянии отличаются высоким сопротивлением ударно-волновому нагружению, при этом необходимо строго регламентировать как общее содержание С+М, так и отношение С/М.

5. Различные схемы напряженно-деформируемого состояния в цикле ВТМО, а также строго выбранные температурные режимы низкотемпературного отпуска позволяют более эффективно использовать конструкционные азотсодержащие стали (20-50)ХНМАФ в высокопрочном закаленном состоянии: после ВТМО с продольной прокаткой - в качестве высокопрочных деталей машин и механизмов, после ВТМО с радиально-сдвиговой прокаткой - в качестве крепежных длинномерных изделий и другого назначения.

6. Повышение содержания азота в хромоникелевых аустенитных сталях, усиливая эффекты деформационного старения, может изменить их коррозионную стойкость и термическую стабильность, особенно в высокопрочном состоянии после термомеханической обработки.

Положения, выносимые на защиту: 1. Экспериментальные данные, доказывающие следующее:

- микролегировшгае азотом аустенитных сталей влияет на кинетику процессов старения, смещая их к более низким температурам 350-450°С.

- микролегированис азотом сталей, закаливаемых на мартенсит, приводит к изменению кинетики процессов отпуска мартенсита. Область двухфазного распада и существования Е-карбида растягивается в сторону более высоких температур.

- повышение содержания азота усиливает эффекты деформационного старения при горячей и теплой деформации аустенита и мартенсита, а также упрочнение при теплой деформации в интервале температур отпуска (185-К>00°С) закаленных и отпущенных сталей, причем эффект тем выше, чем больше содержание С+Ы и меньше отношение С/Ы.

2. Установленные режимы и рекомендации по выбору параметров термоупрочняющих и термомеханических обработок микролегированньтх азотом конструкционных стштей.

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы были доложены и обсуждены на:

Международном симпозиуме «Перспективные материалы и технологии» (Витебск, Беларусь, 2009 г.); IX Семинаре по термомеханической обработке металлических материалов «Бернштейновские чтения» (Москва, 2009г.); Всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения» (г. Пицунда, Абхазия 2009г.); Международной конференции «Прогрессивные технологии пластической деформации» (Москва МИСиС: 2009 г.); V-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур - ПРОСТ-2010» (Москва, 2010 г.); Международном симпозиуме «Актуальные проблемы прочности» (Витебск, Беларусь, 2010 г.); Международной конференции «Фазовые превращения и прочность» (Черноголовка, 2010 г.); Международной конференции «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка» (Тольяти, 2011 г.); Int. Conf. on Martensitic Transformations "ICOMAT'2011" (Osaka, Japan, 2011 г.); Международной научно-технической конференции «Инновационные технологии обработки металлов давлением» (Москва, 2011 г.); X Семинаре по термомеханической обработке металлических материалов «Бернштейновские чтения» (Москва, 2011г.).

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием ОАО «Автоваз». Получены дипломы победителя 64-х и 65-х дней науки студентов НИТУ «МИСиС» кафедры ПДСС; диплом за доклад, занявший П-ое место в секции ((Разработка металлических материалов с уникальными свойствам на Н-ой всероссийской молодежной школе-конференции «Совремегаше проблемы металловедения»; диплом лауреата конкурса «Молодые ученые» международной промышленной выставки Металл-Экспо 2011; диплом за лучший устный доклад среди молодых ученых на научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов».

Основное содержание диссертации опубликовано в 21-й печатной работе, в том числе в 3-х изданиях, рекомендованных ВАК.

Структура и объем работы: Диссертация изложена на 139 страницах машинописного текста, состоит из введения, 3 глав, выводов и приложений. Включает 24 рисунка, 23 таблицы, 2 приложения, библиографический список из 93 наименований.

Основное содержание работы

Аналитический обзор литературы

В аналитическом обзоре рассмотрены основные применяемые схемы ТМО и их влияние на структуру и свойства сталей. Изучены структурные изменения сталей при нагреве до температур аустеиитизацни, горячей деформации и охлаждения. Рассмотрены процессы отпуска закаленных сталей. Оценена эффективность легирования сталей азотом, в том числе за счет совместного введения углерода и азота Оценена возможность разработки сплавов с азотом для применения их в качестве высокопрочных конструкционных на основе известных данных. Рассмотрена возможность улучшения комплекса механических свойств сталей легированных азотом после термомеханической обработки.

Материалы и методики исследования

Химический состав основных исследуемых сталей приведен в таблице 1. Таблица 1 - Химический состав исследуемых сталей

№ п/п Сталь Содержание легирующего элемента, масс. % слч

С | Сг | № | Мп | Мо | 81 | Си | Т1 \ N | С+Ы

Аустенитные стали

1 12Х18Н10Т 0,10 17,5017,80 8,9410,00 1,121,26 0,10 0,350,62 0,100,14 0,480,66 <0,02 0,12 5,00

2 04Х18Н10АТ 0,04 18,20 10,30 1,04 - 0,43 0,12 0,07 0,12 0,16 0,31

3 08Х18АН10 0,05 17,6018,40 10,3010,38 1,011,06 - 0,430,44 0,12 0,07 0,13 0,18 0,37

4 08Х18Н10АТ 0,05 17,9018,20 9,559,60 0,800,83 <0,1 0,600,62 0,14 0,06 0,13 0,18 0,38

5 10Х23Н18 0,08 22,66 18,32 1,01 0,08 0,48 0,07 0,06 - 0,08 -

6 10X23 АН18 0,12 22,31 16,55 1,23 0.08 0,49 0,10 <0,08 0,28 0,40 0,43

Стали, закаливаемые на мартенсит

7 20ХНМАФ 0,17 1,22 0,97 0,35 0,3610,26 0,03 - 0,03 0,20 4,59

8 30ХГНАС 0,27 1,00 1,45 1,16 0,28 1,24 0,01 - 0,02 0,29 11,00

9 ЗОХНМАФ 0,30 1,29 0,99 0,34 0,31 0,18 0,02 - <0,01 0,30 -

10 35ХНМАФ 0,34 1,50 1,30 0,50 0,66 0,23 - - 0,02 0,36 17,00

11 40ХНМАФ(1) 0,38 1,33 1,15 0,36 0,27 0,40 <0,02 - 0,03 0,41 12,00

12 40ХНМАФ(2) 0,36 1,55 1,29 0,45 0,45 0,39 - - 0,06 0,42 5,81

13 40ХНМАФ(3) 0,32 1,47 1,15 0,36 0,45 0,16 - - 0,09 0,41 3,44

14 40ХНМАФ(4) 0,37 1,38 1,25 0,35 0,50 0,29 - - 0,02 0,39 15,00

15 50ХНМАФ 0,51 1,78 1,43 0,55 0,301 0,39 - - 0,02 0,53 22,00

Примечание: содержание Б и О не более 0,005% (масс.)

Все аустешгтные стали получены промышленной выплавкой.

Выплавку и легирование азотом остальных сталей проводили в лабораторной печи. Масса слитков составляла 5+6 кг.

Предварительная обработка сталей - ковка, горячая прокатка; окончательная обработка - закалка, ВТМО с горячей продольной прокаткой пластин (ВТМО ПП) или с горячей радиально-сдвиговой прокаткой прутков (ВТМО РСП). Горячую и теплую деформацию сжатием проводили на установке «Gleeble System 3800» со скоростями 1 с 1 и 0,01 с"1 соответственно.

Заключительной обработкой после контрольной закалки и ВТМО был отпуск в интервале 100-700°С.

Теплую деформацию на е~10% образцов осуществляли после предварительной горячей деформации на е=20%, резкого подстуживания до температур максимального эффекта старения: 410°С для аустенитных азотсодержащих сталей, 650°С для стали 12Х18Н10Т; для низколегированных сталей при нагреве до 185°С , 400 и 600°С после закалки или ВТМО (РСП) и отпуска 185°С, 1ч. По окончании деформации следовало немедленное быстрое охлаждение до комнатной температуры.

Используемые методы исследования: световая микроскопия для изучения зеренной структуры, рентгеноструктурный анализ для определения фазового состава и периодов решетки твердых растворов, калориметрический анализ процессов отпуска, измерение твердости HV, механические испытания на растяжение и ударную вязкость, испытание на стойкость к ударно-волновому нагружению.

Для базовых составов исследуемых сталей с помощью пакета программ Thermo-Cale были построены политермические разрезы диаграмм фазовых равновесий.

Результаты и обсуждение

Построение расчетных диаграмм фазовых равновесий позволило подобрать режимы термической и/или термомеханической обработки, позволяющие добиться максимального упрочнения. Были выбраны режимы закалки для исследуемых сталей, обеспечивающие нагрев в однофазную аустенитную или двухфазную (а+т) область и полное растворение избыточных фаз. Из диаграмм фазовых равновесий также видно, что легирование азотом уменьшает вероятность появления 5-феррита (азот является одним из наиболее эффективных легирующих элементов, сокращающих эту область). Наличие азота приводит к появлению на диаграммах ниже линии солидуса газообразной фазы (азот). Это соответствует процессу деазотации стали при высоких температурах, если азот был введен в сталь в количестве сверх равновесного. Легирование азотом обуславливает появление нитридов, карбонитридов, т.е. фаз, содержащих азот. В связи с этим диаграммы имеют более сложный вид (по сравнению со сталями без азота).

Диаграммы горячей деформации (рис. 1) сталей, легированных азотом чаще имеют максимум.

Рисунок 1 - Диаграммы горячей деформации сжатием со скоростью 1с'1 а - аустенитные хромоникелевые стали, б - среднеуглеродистые, закаливаемые на мартенсит стали

Параметры диаграмм горячей деформации, а также результаты микроструктурного анализа исследуемых сталей представлены в таблицах 2 и 3.

Таблица 2 - Параметры диаграмм горячего сжатия (¿=1с') и зеренной структуры хромоникелевых аустенитных сталей

МП а Оср, мкм Форма зерна

№ п/п Образец с+ы, % с/ы Исходное состояние Тдсф, °С Ощах, МПа Сшах в ИСХОДИ ом состоян ИИ После деформации е=0,51 (е=40%)

1 12Х18Н10Т 0,12 5,00 закалка от 1070°С 1050 60 152 0,29 31±7,2 15±3,2 Р

2 04Х18Н10АТ 0,16 0,31 закалка от 1050°С 1050 88 183 0,29 13±2,8 4,2±0,5 Р

3 08Х18АН10 0,18 0,37 ВТМО РСП, 65 %, Тд=1070 °С 1050 71 Оуот= 177 МПа еуст= 0,37 8±1,3 4±0,8 Р

4 08Х18Н10АТ 0,18 0,38 закалка от 1050°С 1050 66 145 0,15 17±3 9±1,7 Р

5 10Х23Н18 0,08 - закалка от 1150°С 1150 57 121 0,28 32±7 20±3 Р+В

6 10X23 АН 18 0,40 0,43 литая 1150 89 170** 0,28 - - -

*Р - равноосное зерно, В - вытянутое зерно, Р+В - частично вытянутое

** -'значение а приведено для е=0,28

Таблица 3 - Параметры диаграмм горячей деформации сжатием при температуре 970' (¿=1с"') и твердость после охлаждения со скоростью Уо=100°С/сек среднеуглеродистс конструкционных сталей

Сталь С+1М, % С/И а,о*, МПа Оод, МПа НУ, МПа

30ХГНАС 0,300 11 166 79 5970

30ХНМАФ 0,301 230 167 69 6060

40ХНМАФ(4) 0,392 15 178 91 6300

40ХНМАФ (1) 0,413 3,4 172 82 6590

50ХНМАФ 0,533 22 188 83 7570

* о30 - напряжение, соответствующее е=30%

На сопротивление горячей деформации (рис. 1, табл. 2, 3) влияет главным образе состав стали. Чем выше содержание С+К в аустените, тем выше сопротивление деформаци Например, максимально достигаемое сопротивление деформации стали 10Х23Н18 (кривая рис. 1а) почти в 2 раза ниже, чем у ей аналога с азотом - стали 10Х23АН18 (кривая 6 рис. 1 при той же величине деформации.

Чем выше отношение С/Ы, тем раньше начинается процесс разупрочнения. Так : кривой стали 4 рис. 1а (€/N=0,38) достижение ат„ наступает в 2 раза раньше, чем для ста: 2 рис. 1а (где С/К=0,31), очевидно, за счет более сильного деформационного упрочнения.

Исходная структура влияет на процессы разупрочнения аустенита при горяч< деформации опосредовано, в основном через влияние исходного размера зерна на проце рекристаллизации. Конечная структура и свойства горячедеформированного аустени определяются только условиями горячей деформации.

При горячей и теплой деформации аустенита могут наблюдаться эффею деформационного старения. Старение аустенита традиционных нержавеющих сталей ти Х18Н10 часто используют для повышения их прочности, особенно при использовании эп сталей в качестве теплостойких (жаропрочных) и проводят при температурах 650-750° Увеличение содержания азота и суммарного азота и углерода может смести температурный интервал выделения карбонитридов к более низким температура Калориметрические и рентгенографические измерения показали, что при нагреве сталей азотом после закалки от 1050°С и 1100°С в интервале температур 360^450°С наблюдают небольшие тепловые эффекты. При этом в стали с большим содержанием хрома и азо 10Х23АН18 тепловой эффект наблюдается при более низких температурах - в интерва 365+420°С. При нагреве стали 12Х18Н10 без азота в интервале температур нагрева (20 550°С), как и положено, не наблюдается участков выделения или поглощения тепла.

Диаграммы теплой деформации некоторых хромоникелевых сталей представлены рисунке 2.

Схема эксперимента

деформация

Рисунок 2 - Диаграммы теплой деформации сталей со скоростью деформации 0,01 с"1 ; Тдеф= 650°С для стали 12Х18Н10 (1), для остальных Тдеф= 410°С

Для всех аустенитных сталей диаграммы теплой деформации имеют обычный вид -рост напряжения с ростом деформации и постепенное уменьшение деформационного упрочнения. Кроме того, на диаграмме деформации стали 04Х18Н10АТ, для которой и калориметрически явно наблюдали эффект старения, имеет место четко выраженная площадка текучести. Для остальных сталей на диаграммах теплой деформации возможно есть перегибы, но явной зубчатости не выявлено.

Таблица 4 - Сопротивление теплой (при 410°С азотсодержащих сталей и 650°С стали

12Х18Н10) деформации сжатием хромоникелевых аустенитных сталей

№ п/п Сталь, обработка П, мкм МПа МПа е

1 12X18Н10Т*, закалка от Тн=1070°С + ГД, 970°С, 20%, ё=1 с"1 15±3,2 155 271 0,08

2 04X18Н10АТ, закалка от Тн=1050°С + ГД, 970°С, 20%, 6=1 с1 4,2±0,5 245 394 0,04

3 08X18АНЮ, ВТМО РСП, 65%, Тд=1070°С + ГД, 970°С, 20%, е=1 с'1 4±0,8 178 436 0,08

4 08X18Н10АТ, закалка отТн=1050°С + ГД, 970°С, 20%, 6=1 с-1 9±1,7 239 364 0,07

5 10Х23Н18, закалка отТн=1150°С + ГД, 970°С, 20%, ¿=1 с1 20±3 167 333 0,07

* ГД - горячая деформация сжатием

Анализ диаграмм теплой деформации (таблица 4) показал, что сопротивление тепле ' деформации, наряду с составом стали, определяется структурой горячедеформированног аустенита. Кроме того, чем выше содержание N. тем выше сопротивление малым а02 г большим теплым деформациям аЕ. При высоком отношении С/Ы и мелком зерне поряди. (=5 мкм) эффект повышения сопротивления большим деформациям выше.

Конструкционные микролегированные азотом стали, закаливаемые на мартенсит В результате предварительных исследований процессов формирования и растворею избыточных фаз при нагреве в интервале температур 900-1050°С были выбран температуры закалки и температуры проведения горячей деформации при ВТМО.

Для исследованных сталей температурный интервал 920-970°С оказался наиболе благоприятным для нагрева под закалку и ВТМО, т.к. способствует получению высоко" твердости и сохранению достаточно мелкозернистой структуры.

При одинаковой температуре нагрева под закалку в аустенитной области величин, зерна растет с повышением содержания С+Ы (рис. 3).

с + м,%

- - закалка 920 'С —я— ВТМОРСП —*—ВТМОПП

Рисунок 3 - Зависимость величины зерна сталей (20-50)ХНМАФ от суммарного содержания С+И после различной обработки

После ВТМО с деформацией радиально-сдвиговой прокаткой размер зерна больше чем после ВТМО ПП. На поперечных шлифах можно видеть зерна «закрученной» формь: Это свидетельствует о том, что в результате горячей деформации в основном проходив полигонизация и, возможно, лишь в небольшой степени - рекристаллизация. Так; своеобразная форма зерен, наряду с особенностями текстуры, позволяет рекомендовать

11

данные стали после ВТМО РСП в качестве крепежных и длинномерных изделий. Меньшее развитие рекрисгаллизационных процессов связано с более мягкой схемой напряженного состояния при РСП по сравнению с ПП.

ВТМО приводит к дополнительному по сравнению с закалкой упрочнению всех исследованных сталей (рис. 4). Твердость сталей после ВТМО ПП практически не отличается от твердости после ВТМО РСП. С ростом суммарного содержания углерода и азота твердость естественно растет, максимальную твердость имеет сталь 50ХНМАФ.

с+м

Рисунок 4 - Зависимость твердости от суммарного содержания С+Ы в исследуемых сталях (35-50)ХНМАФ после различной обработки

Для высокопрочных сталей заключительной обработкой является низкотемпературный отпуск, температура которого была определена с помощью измерения твердости, рентгеноструктурного и калориметрического анализов.

Характер изменения твердости с повышением температуры отпуска после закалки и ВТМО примерно одинаков для всех сталей - твердость падает с ростом температуры отпуска. Можно лишь отметить, что в случае ВТМО в области низкотемпературного (<200°С) отпуска твердость снижается немного быстрее, чем после обычной закалки. В области температур среднего отпуска после ВТМО это снижение замедляется. В связи с этим, в целом соотношение твердости после закалки и ВТМО без отпуска и отпуска при различных температурах может быть различным, поскольку определяется как собственно созданной структурой, так и процессами распада мартенсита и выделением карбидов и карбонитридов.

Температурный интервал отпуска 160-200°С можно выделить как возможный для получения высокопрочного состояния стали.

На калориметрической кривой нагрева (рис. 5) образца стали 40ХНМАФ после закалки (нижняя кривая) наблюдаются несколько областей выделения тепла.

ДСК/(м6т/мг}

Т экзо

Рисунок 5 - Калориметрические 1фивые нагрева (5°С/мин.) закалённой стали 40ХНМАФ

В интервале температур 100-220°С (на рисунке 5 обозначено I) мартенсит закалки переходит в мартенсит отпуска и е-карбид.

В интервале температур 190-360°С (на рисунке 5 обозначено II) мартенсит отпуска и е-карбиды, а также остаточный аустенит переходят в феррит и цементит.

В интервале температур 400-460°С (на рисунке 5 обозначено III) часть углерода из цементита уходит в карбиды хрома, а также завершается однофазный распад а-твердого раствора.

Таким образом, если нужно сохранить высокую прочность мартенситной структуры, отпуск необходимо производить в интервале температур 100-220°С, поскольку при больших температурах прочность существенно снижается. Кроме того, будет образовываться цементит, что негативно скажется на специальных свойствах.

Для кривой нагрева образца из той же стали после отпуска при температуре 185°С (рис. 5, верхняя кривая), характерны те же области, при практически полном исключении I. Это говорит о том, что процессы, происходящие при этих температурах, завершены.

Исходя из результатов калориметрии и измерения твердости после отпуска, температурный интервал отпуска 160-190°С является наиболее благоприятным, т.к. в стали мржет реализоваться высокая прочность в сочетании с, высокой пластичностью и

достаточной вязкостью, а высокая пластичность обеспечивается термомеханической обработкой путем измельчения структуры.

Результаты рентгеновских исследований термомеханически обработанных образцов подтвердили практически полную растворимость карбидов и карбонитридов при нагреве под закалку и ВТМО.

Период решетки мартенсита всех сталей после закалки был больше, чем после ВТМО. Однако, после отпуска при 250-350°С, когда закончились в основном процессы распада мартенсита, но еще не образуются спецкарбвды, периоды решетки а-фазы практически равны расчетным периодам решетки феррита базового легирования.

Использование ВТМО, как известно, способствует повышению пластичности. Действительно, исходя из полученных диаграмм растяжения (рис. 6) и рассчитанных по ним механических характеристик (табл. 5) видно, что уровень этих свойств сталей после ВТМО и низкотемпературного отпуска высокий, при этом чем больше в стали содержание С+ N. тем выше прочность (о. и ат) и ниже пластичность (8 и у), особенно для стали 50ХНМАФ. Однако следует отметить, что при использовании ВТМО удалось добиться весьма высокой

. Рисунок 6 - Диаграммы растяжения сталей после ВТМО по разным схемам и низкотемпературного отпуска при 185°С, 1ч: а - ВТМО (РСП), б - ВТМО (ПП)

Таблица 5 - Механические свойства сталей после ВТМО с деформацией продольной прокаткой (ПП) и радиалыю-сдвиговой прокаткой (РСП)

Марка стали Режим прокатки при ВТМО а. СО,2 5равн 8 V тс

МПа %

20ХНМАФ РСП 1607 1566 3 10 50 58

ЗОХГНАС РСП 1898 1698 4 14 56 56

ЗОХНМАФ РСП 2011 1796 3 11 56 56

35ХНМАФ ПП 2052 1850 4 7 39 58

35ХНМАФ РСП 2379 1956 5 8 30 57

40ХНМАФ ПП 2296 1911 3 7 33 58

40ХНМАФ РСП 2156 1900 4 15 52 58

50ХНМАФ ПП 2475 2044 3 4 13 62

50ХНМАФ РСП 2284 1979 7 11 14 60

8Равн - равномерное удлинение (составляющая 8)

ВТМО с деформацией РСП и последующим низкотемпературным отпуском способствует получению более высоких характеристик пластичности, чем ВТМО деформацией ПП при практически одинаковом уровне прочности и твердости. Например, для стали 40ХНМАФ после ВТМО РСП 8 = 15%, а после ВТМО ПП 8 = 7%, при примерт одинаковом уровне прочности и твердости (табл. 5).

Исходя из полученных результатов исследований, были выбраны 2 плавки стал] 40ХНМАФ с суммарным содержанием углерода и азота 0,422 и 0,413 и с разньп соотношением С/Ы для испытаний на стойкость к ударно-волновому нагружению. 1 результате сталь с большим содержанием (С+Ы, %) прошла испытания на стойкость ударно-волновому нагружению (табл. 6 и рис. 7). Это подтвердило получение н исследуемых сталях высокопрочного состояния после ВТМО и низкотемпературног отпуска, характерного для броневых сталей. Также очень важно регламентироват отношение С/Ы, оно не должно быть менее 5, в противном случае это негативно скажется н специальных свойствах.

Таблица 6 - Результаты испытаний термомеханически упрочненной по схеме ВТМО ПП

стали 40ХНМАФ плавки 2 и 3 на стойкость к ударно-волновому нагружению

Температура отпуска C+N C/N Фактическая толщина образца, мм Условия воздействия Оценка поражения, балл по ГОСТ В21967-90

№ п/п выстр. Скорость изм., м/с

180°С 0,422 5,81 10.00-10,03 1 805 2 (кондиционное)

2 808 2 (кондиционное)

160°С 10,31-10,35 1 742 1 (кондиционное)

2 758 1 (кондиционное)

3 781 2 (кондиционное)

4 803 2 (кондиционное)

200°С 0,413 3,44 10,23-10,26 1 813 9 (некондиционное)

2 745 9 (некондиционное)

160°С 10,21-10,24 1 816 7 (некондиционное)

40ХНМАФ(2)-закалка 920 40ХНМАФ(2)-закалка 920

"С+отпуск 160°С - фронтальная °С+отпуск 160°С - тыльная сторона сторона

Рисунок 7 - Образцы после испытаний на оценку сопротивлению ударно-волновому нагружению

Анализ параметров диаграмм теплой деформации закаленных на мартенсит сталей и их твердости после деформации показал, что комбинирование термомеханического

упрочнения с отпуском под нагрузкой позволяет повысить прочность таких сталей после отпуска в широком интервале температур (185 -КЮ0°С) отпуска (табл. 7).

Таблица 7 - Параметры диаграмм теплой (при 600°С и 400°С) деформации сжатием и твердость сталей после ВТМО (РСП) и отпуска 185°С , 1 ч. нагрев до температуры деформации со скоростью У„=5°С/сек, выдержка и=2мин., общая степень е=10%, 6=0,01с"1

Сталь Оуст, МПа ®уст OOÎ, МПа HV, МПа C+N, % C/N ОуСТ-"0,2> МПа o0y(C+N) МПа/%

с деформацией без деформации

20ХНМАФ 818 0.014 768 4330 3620 0,21 4,6 50 3657

ЗОХНМАФ 946 0,021 825 4598 4522 0,30 230 121 2750

40ХНМАФ (1) 980 0,038 858 4643 4534 0,39 15 122 2200

40ХНМАФ (1)* 1400 0,04 ИЗО 5321 4720 270 2897

40ХНМАФ(4) 974 0,02 870 5270 4895 0,41 13 104 2121

50ХНМАФ 1007 0,037 864 5795 4728 0,53 22 143 1630

*-Т«ф=400°С, в остальных случаях Тда4"600°С

Повышение содержания азота усиливает эффекты деформационного старения при теплой деформации мартенсита, а также упрочнение при теплой деформации закаленных и отпущенных сталей, причем эффект тем выше, чем больше содержание С+И и меньше отношение СЖ.

выводы

1. Легирование азотом повышает сопротивление горячей деформации, но тормозит процессы динамической рекристаллизации.

2. Чем выше содержание азота и суммарно С+Ы в аустените, тем выше его сопротивление деформации; чем выше отношение С/М, тем раньше начинаются процессы разупрочнения, особенно рекристаллизация. Конечная структура и свойства горячедеформироваиного аустенита определяются в основном условиями горячей деформации.

3. При одинаковом базовом составе стали, сопротивление теплой деформации аустенитных и закаленных на мартенсит сталей определяется и исходной структурой, которая может быть создана в аустените при горячей деформации и унаследована образующимся при закалке мартенситом, и собственно составом стали. Чем выше содержание азота, тем выше сопротивление и малым, и большим пластическим деформациям.

4. Повышение содержания азота усиливает эффекты деформационного старения при горячей и теплой деформации аустенита и мартенсита, а также упрочнение при теплой деформации в интервале температур отпуска (185+600°С) закаленных и отпущенных сталей, причем эффект тем выше, чем больше содержание C+N и меньше отношение С/К

5. Микролегирование азотом низколегированных конструкционных сталей типа 40ХНМАФ приводит к изменению кинетики процессов отпуска мартенсита. Область двухфазного распада и существования г-карбида растягивается в сторону более высоких температур.

6. При практически полном растворении избыточ1гых фаз после ВТМО и заключительного низкотемпературного отпуска при 185°С стали типа 40ХНМАФ обнаруживают высокий уровень прочности при достаточных для конструкционных сталей пластичности и вязкости, а также высоким сопротивлением ударно-волновому нагружению. При этом необходимо строго регламентировать как общее содержание С+И, так и отношение СУЫ.

7. Применение ВТМО с продольной прокаткой позволяет использовать стали - в качестве высокопрочных деталей машин и механшмов, после ВТМО с радиально-сдвиговой прокаткой - в качестве длинномерных изделий с высокой прочностью и пластичностью в осевом направлении.

Основные результаты диссертационной работы изложены в следующих публикациях:

1. Капугкина Л.М., Прокошкина В.Г., Хадеев Г.Е., Коновалов А.Л. «Влияние различных схем горячей деформации при термомеханической обработке на структуру и свойства конструкционных сталей, микролегированных азотом». В сб. докладов научно-технической конференции «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов», 26-28 октября 2011, М.,: МИСиС, 2011.

2. Л.М. Капугкина, В.Г. Прокошкина, А.Г. Свяжин, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Упрочнение микролегированных азотом среднеуглеродистых конструкционных сталей при ВТМО». В сб. докладов международной научно-технической конференции «Инновационные технологии обработки металлов давлением», 18-20 октября. - М.: Изд. Дом МИСиС, 2011. С. 388-401.

3. Капугкина Л.М., Прокошкина В.Г., Хадеев Г.Е. «Effect of Nitrogen Microalloying on Structure and Properties of Qucnched Martensitic Steels». In Abstract Book of Int. Conf. on Martensitic Transformations "ICOMAT'2011", Osaka, Japan, September 4-9, 2011 //2011-p.158.

4. Л.М. Капугкина, В.Г. Прокошкина, А.Г. Свяжин, Д.А. Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Strengthening of nitrogen-microalloyed medium-carbon structural steels by HTMT with deformation by radial-shear rolling», Metal Science and Heat Treatment, Vol. 53,Nos.5-6, September, 2011, P. 274-279.

5. Л.М. Капугкина, В.Г. Прокошкина, А.Г. Свяжин, Д.А. Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Упрочнение микролегировашшх азотом среднеуглеродистых конструкционных сталей при ВТМО с деформацией радиально-сдвиговой прокаткой». МиТОМ 2011, №6. С. 18-23.

6. Л.М. Капугкина, В.Г. Прокошкина, А.Г. Свяжин, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Исследование новых конструкционных сталей с повышенными механическими и специальными свойствами». В сб. трудов И-ой Всероссийской молодежной школы-конференции «Современные проблемы металловедения». Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011г. / М: Изд. Дом МИСиС, 2011. С. 200-207.

7. Л.М. Капугкина, Г.Е. Хадеев, С.Н. Еланцев, А.В. Бронз, А.Г. Свяжин. «Старение и карбонитридное упрочнение коррозионностойких азотсодержащих сталей». В сб. трудов 12 международной научной конференции «New technologies and achievements in metallurgy and materials engineering». Poland, Czestochowa, 05.2011 /Seria: Monografie. Nr 15. Czestochowa, 2011 r. P. 37 - 43.

8. Капугкина Л.М., Прокошкина В.Г, Медведев М.Г., Хадеев Г.Е. «Термомеханическая обработка микролегированных азотом конструкционных сталей». В сб. докладов научно-

технической конференции «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка». 13-15 апреля 2011 г. - Тольятти, издание ОАО «АВТОВАЗ», 2011. С. 117-118.

9. Г.Е. Хадеев. «Оптимизация состава и технологии термомеханического упрочнения азотистых конструкционных сталей, обеспечивающая высокий комплекс механических и специальных свойств». В сб. докладов «66-е ежегодные дни науки студентов: международные, межвузовские и институтские научно-технические конференции», МИСиС, 2011.

10. Л.М.Капуткина, В.Г.Прокошкина, А.Г Свяжин, Д.А.Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Effect of high-temperature thermomechanical treatment on the mechanical properties of nitrogen-containing constructional steel». Metal Science and Heat Treatment, Vol. 52, Nos.7-8, 2010, P. 336-340.

11. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, Д.А. Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на механические свойства конструкционных азотсодержащих сталей». МиТОМ 2010, №7. С. 46-49.

12. JI.M. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Особенности строения и свойства микролегированных азотом конструкционных сталей, закаливаемых на мартенсит». В сб. докладов международной конференции «Фазовые превращения и прочность». Черноголовка, 2010.

13. JI.M. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Механические и специальные свойства микролегированных азотом конструкционных сталей после низкотемпературного отпуска». В сб. докладов международного симпозиума «Актуальные проблемы прочности». Витебск, Республика «Беларусь», 2010.

14. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев, А.Г Свяжин, Д.В. Кремянский, A.C. Гладьппев. «Термомеханическое упрочнение и обеспечение специальных свойств конструкционных сталей, микролегированных азотом». В сб. докладов V-й Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2010", МИСиС, 2010.

15. Г.Е. Хадеев. «Повышение специальных свойств конструкционных сталей при термомеханической обработке с наноструктурным упрочнением». В сб. докладов «65-е ежегодные дни науки студентов: международные, межвузовские и институтские научно-технические конференции», МИСиС, 2010.

16. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, Д.А.Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев, U.C. Натурная. «Влияние термической и термомеханической

обработок на структуру и свойства конструкционных азотосодержащих сталей». Кузнечно-штамповочное производство. Обработка материалов давлением. №9, 2009.

17. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев «Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на структуру и свойства конструкционных сталей микролегированных азотом» В сб. тезисов докладов Научно-технического семинара с международным участием "Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов". Москва. 2009 г. С. 49.

18. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, Д.А. Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Н.С. Нагурная, Г.Е. Хадеев «Влияние термической обработки на структуру и свойства конструкционных азотсодержащих сталей» В сб. тезисов Международного симпозиума «Перспективные материалы и технологии». Витебск, Республика Беларусь. 2009 г. С. ИЗ.

19. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. Влияние горячей деформации на структуру и свойства конструкционных сталей, микролегированных азотом. // Сб. тез. межд. конф. «Прогрессивные технологии пластической деформации» МИСиС: (2009). С. 314

20. Г.Е. Хадеев, Н.С. Нагурная, М.Г. Медведев, Влияние горячей деформации в цикле ВТМО на структуру и свойства конструкционных сталей, микролегированных азотом. //Сб.трудов Всероссийской молодежной школы-конференции «Современные проблемы металловедения» , г.Пицунда, Абхазия, 18-23 мая 2009 . /Издательство МИСиС. 2009 С. 267-273.

21. Г.Е. Хадеев, Н.С. Нагурная, М.Г. Медведев. «Влияние горячей деформации в цикле ВТМО на структуру и свойства конструкционных сталей, микролегированных азотом». В сб. докладов студентов, аспирантов и молодых ученых Московского Института Стали и Сплавов «64-е ежегодные дни науки студентов: международные, межвузовские и институтские научно-технические конференции», МИСиС, 2009.

Подписано в печать:

12.05.2012

Заказ № 7350 Тираж - 100 экз. Печать трафаретная. Типография «11-й ФОРМАТ» ИНН 7726330900 115230, Москва, Варшавское ш., 36 (499) 788-78-56 www. autoreferat. ru

61 12-5/3859

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»"

На правах рукописи

ХАДЕЕВ ГРИГОРИЙ ЕВГЕНЬЕВИЧ

ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ И СВОЙСТВА ЗАКАЛИВАЕМЫХ НА МАРТЕНСИТ КОНСТРУКЦИОННЫХ АЗОТСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель: д.ф.-м.н., проф. Л.М. Капуткина

Москва-2012

ВВЕДЕНИЕ............................................................................................,............4

1.Аналитический обзор литературы.................................................................8

1.1 ТМО конструкционных сталей...................................................................8

1.1.1 Основные применяемые схемы ТМО.....................................................8

1.1.2 Структурные изменения во время горячей деформации....................18

1.1.3 Особенности процессов отпуска............................................................23

1.2. Легирование сталей азотом......................................................................24

1.2.1 Азот как легирующий элемент..............................................................24

1.2.2 Диаграммы железо-азот и железо-углерод...........................................28

1.2.3 Методы введения азота в сплав.............................................................31

1.2.4 Физико-химические основы растворов азота в металлах...................35

1.2.5 Влияние дополнительного легирования на растворимость азота в сплавах железа............................................................................................................38

1.2.6 Эффективность легирования сталей азотом в том числе за счет совместного введения С и N......................................................................................40

1.2.6.1 Различия во влиянии углерода и азота на структуру сталей...........40

1.2.6.2 Влияние введения азота на свойства сталей.....................................41

1.2.7 Соединение азота с металлами..............................................................47

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВНАНИЙ..............................53

2.1. Изучение фазового состава с помощью политермических разрезов диаграмм фазовых равновесий..................................................................................53

2.2. Выбор химического состава, выплавка и обработка исследуемых сплавов ....................................................................................................................53

2.3 Термическая и термомеханическая обработки.......................................59

2.3.1 Термическая обработка...........................................................................59

2.3.2 ВТМО с деформацией продольной прокаткой....................................59

2.3.3 ВТМО с деформацией радиально-сдвиговой прокаткой....................59

2.4 Методики испытаний и исследований.....................................................59

3.РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ.............................................70

3.1 Влияние азота на структурные процессы, происходящие при горячей и теплой деформации в цикле ТМО и свойства высоколегированных сталей.......70

3.1.1 Диаграммы фазовых равновесий и положение существования фаз в сталях различных основных систем легирования...................................................71

3.1.2 Горячая деформация сжатием и структура горячедеформированного аустенита азотсодержащих сталей............................................................................78

3.1.3 Процессы отпуска и старения аустенита..............................................80

3.1.4 Теплая деформация и деформационное старение аустенита..............90

3.1.5 Влияние термической и ТМО по различным режимам на твердость азотсодержащих сталей..............................................................................................92

3.2 Особенности структуры и свойства термомеханически упрочненных закаливаемых на мартенсит конструкционных микролегированных азотом сталей ..................................................................................................................100

3.2.1 Выбор параметров термической и термомеханической обработок 100

3.2.2. Изменение структуры и свойств при отпуске после закалки и ВТМОЮ

3.2.3 Сопротивление теплой деформации и деформационное старение после закалки и ВТМО.............................................................................................107

3.2.4 Структура, механические и специальные свойства сталей в высокопрочном состоянии после ВТМО по различным режимам.....................109

Общие выводы................................................................................................119

Список использованных источников...........................................................121

Приложение 1.................................................................................................130

Приложение 2.................................................................................................131

ВВЕДЕНИЕ

Развитие таких отраслей техники, как машиностроение требует резкого повышения качества металла, уровня служебных характеристик и надёжности изделий. Прогресс в ряде областей современной техники в значительной мере определяется возможностями создания высокопрочных конструкционных сталей с достаточной, для практического использования, прочностью и пластичностью. Стали, обладающие вышеперечисленными характеристиками, подлежат специальной термической или термомеханической обработке, благодаря чему получается уровень свойств, недостижимый для низко- и среднелегированных сталей без соответствующей обработки. В современной металлургии одной из важнейших проблем является получение необходимых механических свойств, прежде всего сочетания прочности и пластичности, путём проведения термической или термомеханической обработки для стали с данным химическим составом с наименьшими затратами на производство. Оптимальная термическая обработка является решением проблемы получения высокопрочного состояния стали без дополнительного введения дорогостоящих

т-* и

легирующих элементов. В результате такой термической и термомеханическои обработки снижается масса металла в металлоконструкциях, благодаря улучшению комплекса механических свойств, увеличивается срок эксплуатации изделий.

Другим эффективным способом повышения качества металла является легирование азотом. Введение его в сталь даже в небольших количествах позволяет получить комплекс таких свойств как высокая прочность, ударная вязкость и коррозионная стойкость.

Азот - недефицитный элемент, а если не использовать высокие сверхравновесные концентрации, то азотсодержащие стали можно выплавлять обычным способом в электропечах без высокого давления. Азотсодержащие стали - это, как правило, легированные и высоколегированные стали, обычно с повышенным содержанием хрома и других нитридообразующих элементов. Для таких сталей эффективно применение термомеханической обработки.

4

Важным представляется исследовать эффективность влияния азота на термомеханическое упрочнение различных классов сталей, а также выявить классы сталей или систему легирования, где наиболее благоприятно дисперсионное упрочнение при сохранении других высоких механических и эксплуатационных свойств.

Легированные стали, помимо определенных физических и механических свойств, должны обладать таким немаловажным свойством как невысокая стоимость. Азот является дешевым, и процесс его получения из атмосферы не требует разрушения поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд. Поэтому введение азота в стали позволяет решать не только вопросы повышения их прочности и экономии легирующих элементов, но и решать экологические проблемы.

Экономичность применения азотсодержащих сталей будет возрастать вследствие роста затрат на экологию, стоимости и дефицитности легирующих элементов, требований экономии энергии в производстве и снижении металлоёмкости.

Вместе с тем, данных для формулирования четких критериев выбора содержания азота и/ или совместно углерода и азота, а также режимов термической и термомеханической обработок, явно недостаточно.

Поэтому актуально исследование влияния термической и термомеханической обработок на структуру и свойства азотсодержащих конструкционных сталей, как доминирующего конструкционного материала широкого спектра свойств и назначения.

Целью настоящей работы было изучение влияния различных схем термомеханической обработки на структуру и свойства азотсодержащих сталей, закаливаемых на мартенсит для повышения эффективности упрочняющих обработок, а также оценка эффективности термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей различных структурных классов.

Задачами работы являлись:

- Построение диаграмм фазовых равновесий различных систем

легирования на основе железа.

- Изучение процессов растворения и выделения избыточных фаз при кристаллизации и нагреве при термической обработке.

- Анализ структуры стали после закалки, ВТМО и последующего отпуска.

- Изучение влияния различных схем ВТМО на структуру и свойства азотсодержащих конструкционных сталей.

Изучение структуры и свойств после закалки и ВТМО микролегированных азотом конструкционных сталей с разным содержанием С + К

Исследование особенностей старения азотистого мартенсита охлаждения и деформации в азотсодержащих сталях после закалки и ТМО.

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

В работе изучены явления процессов старения в аустенитных, аустенитно-мартенситных и мартенситных сталях. Показаны закономерности изменения параметров сталей в зависимости от температуры отпуска. Указаны температурные интервалы выделения упрочняющих частиц избыточных фаз. Выбраны температурные режимы и схемы напряженно-деформируемого состояния в цикле термомеханической обработки, позволяющие использовать исследуемые стали в качестве высокопрочных, особенно для изделий, для которых важны высокие прочность и пластичность в определенном направлении.

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием ОАО «Автоваз» (Приложение 1).

Получены дипломы победителя 64-х и 65-х дней науки студентов НИТУ «МИСиС» кафедры ПДСС; диплом за доклад, занявший П-ое место в секции «Разработка металлических материалов с уникальными свойствам на П-ой всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы

металловедения»; диплом лауреата конкурса «Молодые ученые» международной промышленной выставки Металл-Экспо 2011; диплом за лучший устный доклад среди молодых ученых на научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов» (Приложение 2).

1.Аналитический обзор литературы 1.1 ТМО конструкционных сталей 1.1.1 Основные применяемые схемы ТМО

Известно, что одним из наиболее перспективных направлений повышения прочности является создание в кристаллической решетке обрабатываемого объекта особых структурных несовершенств, способствующих развитию эффекта упрочнения [1].

Такие структурные несовершенства могут быть получены в результате пластической деформации или термической обработки [2]. Наибольший интерес представляет комбинированное применение этих способов упрочнения, называемых в литературе термомеханической обработкой. По определению М. Л. Бернштейна [3,4], «термомеханическая обработка (ТМО) - это совокупность операций деформации, нагрева и охлаждения (в различной последовательности), в результате которых формирование окончательной структуры металлического сплава, а, следовательно, и его свойств, происходит в условиях повышенной плотности несовершенств строения, созданных пластической деформацией».

Для классификации технологических схем ТМО М.Л. Бернштейном было предложено выбрать в качестве классификационного признака последовательность проведения пластического деформирования и термической обработки (рис. 1) [5].

Рисунок 1 - Технологические схемы ТМО сталей

Развитие ТМО и создание её основных положений оказались возможными лишь на базе теории дислокаций, в частности тех её разделов, в которых устанавливается связь между несовершенствами строения и процессами структурообразования при превращениях. Исторически первой опробованной схемой термомеханического упрочнения машиностроительной стали (1954, США) была низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО). Смысл переохлаждения аустенита в схеме НТМО заключается в том,

чтобы вести деформацию ниже температуры его рекристаллизации. Этим НТМО отличается от разработанной несколько позднее в СССР высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО), которая в дальнейшем получила большее распространение в связи с необходимостью повышения механических свойств массовых сортов стали, применяемых в современном машиностроении.

Температура проведения деформации при ВТМО лежит обычно выше верхней критической точки полиморфного превращения, поэтому долгое время проводили аналогии между ВТМО и термической обработкой с прокатного (или ковочного) нагрева. Принципиальное различие между этими видами обработки состоит в том, что при ВТМО создаются такие условия высокотемпературной пластической деформации и последующей закалки, при которых подавляется развитие рекристаллизационных процессов и создаётся особое структурное состояние, характеризующееся повышенной плотностью несовершенств и особым их распределением с образованием субструктуры полигонизации. Отсюда и экспериментально наблюдаемая развитая мозаичность строения стали после ВТМО, повышенная тонкая субмикроскопическая неоднородность строения и состава мартенсита, которая обеспечивает после ВТМО уникальное сочетание свойств, когда наряду с повышением прочности одновременно увеличиваются пластичность, вязкость и сопротивление хрупкому разрушению [6, 7]. Позднее понятие ВТМО стали использовать менее жестко, структурные процессы при горячей деформации уже допускали частичное развитие рекристаллизации, особенно динамической.

Термин «контролируемая» или «регламентированная» прокатка сохранился для схемы термомеханической обработки, включающей горячую прокатку и ускоренное охлаждение вплоть до температур ниже порога рекристаллизации, а главное роста зерна. Как правило, контролируемая прокатка предполагает заключительное охлаждение на воздухе и используется для феррито-перлитных сталей для получения дисперсной и однородной структуры.

В нашей стране теоретическая база термомеханической обработки сформировалась на основе работ крупных научных школ Г.В. Курдюмова, Л.М. Утевскош, Р.И. Энтина, М.Л. Бернштейна, С.С. Горелика, В.Д. Садовского, М.И. Гольдштейна, М.М. Штейнберга, М.А. Смирнова, К.Ф. Стародубова и нашла довольно широкое промышленное подтверждение уже в 60-80-е годы прошлого столетия.

С развитием материально-технической базы металлургического производства и повышением внимания к ресурсосбережению расширяется промышленное использование ТМО, разрабатываются новые процессы, при этом возрастает роль комбинированных схем деформационно-термических воздействий для повышения эффективности влияния на фазовые и структурные превращения на каждом этапе, а соответственно на формирование конечных структуры и свойств изделия. В этом случае требуется более детальное изучение всех эффектов и комплексный подход к выбору состава и технологических параметров ТМО. Все это привело к разработке большого числа конкретных технологических процессов производства металлопроката с заданными свойствами. Однако для среднеуглеродистых низколегированных сталей базовой схемой остается ВТМО.

Эффективность конкретного способа термомеханического упрочнения оценивается по комплексу механических свойств. В инженерном смысле под повышением прочности понимают повышение сопротивления деформации и сопротивления разрушению в различных напряжённых состояниях, в том числе и таком, которое может вызвать образование хрупкой трещины и преждевременное разрушение. Поэтому наряду с традиционными испытаниями на растяжение, удар, усталость современные высокопрочные, в том числе термомеханически упрочнённые, стали должны оцениваться по критериям механики разрушения, с определением энергоёмкости процесса развития трещины и других аналогичных параметров.

При ТМО проводится немедленное и резкое охлаждение после завершения горячей деформации, и конечная структура упрочнённой стали

наследует тонкое строение горячедеформированного аустенита [8, 9]. Прямое наследование дислокационной структуры горячедеформированного аустенита мартенситом была рассмотрена и описана М. Л. Бернштейном и М. А. Штремелем [10]. Наследование дислокационной структуры аустенита мартенситом было показано в работах [11, 12, 13]. В зависимости от условий деформирования, определяемых величиной напряжения, температурой и скоростью деформации, структура аустенита по окончании горячей деформации сильно различается. Она может отвечать: а) состоянию горячего наклёпа с неупорядоченным распределением дислокаций, когда при последующей закалке прочность повышается и одновременно снижается сопротивление хрупкому �