автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Повышение конструктивной прочности Cr-Mo-V сталей методами термической и термомеханической обработок

На правах рукописи

Нассонова Ольга Юрьевна

ПОВЫШЕНИЕ КОНСТРУКТИВНОЙ ПРОЧНОСТИ Сг-Мо-У СТАЛЕЙ МЕТОДАМИ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ

ОБРАБОТОК

Специальность 05 16.01-Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2007

003161448

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ»

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор ПОПОВ АРТЕМИЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор ПОТЕХИН БОРИС АЛЕКСЕЕВИЧ

кандидат технических наук

ШВЕЙКИН ВЛАДИМИР ПАВЛОВИЧ

Ведущее предприятие:

Институт металлургии Уральского отделения РАН

Защита диссертации состоится 9 ноября 2007 г в 15 ч 00 мин, в ауд Мт-329 на заседании Диссертационного совета Д 212 285 04 по присуждению степени доктора технических наук в ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет -

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ»

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, УГТУ-УПИ, ученому секретарю университета

Телефон (343) 375-45-74, факс (343) 374-53-35

Автореферат разослан 05 октября 2007 г

УПИ»

Ученый секретарь диссертационного совета Д 212 285 0' профессор, доктор технических наук

Шилов В А

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Конструкционные экономнолегированные Cr-Mo-V стали имеют широкое применение в силу возможности получения высокого уровня механических свойств в условиях широкого интервала варьирования основных параметров упрочняющей термической обработки Полученные к настоящему времени данные свидетельствуют, что применяемые способы упрочнения не раскрывают всего потенциала данного класса материалов

Выбор оптимальных гемлературно-временных параметров обработки невозможен без детального изучения кинетики распада переохлажденного аустенита и роста его зерна при нагреве, без исследования влияния продуктов распада аустенита по различным механизмам на параметры конструктивной прочности Известно, что низколегированные Сг-Mo-V стали имеют повышенную устойчивость переохлажденного аустенита к распаду по диффузионному механизму и достаточно низкую к превращению по второй ступени, следствием этого является формирование гетерогенных мартенсито-бейнитных структур в широком диапазоне скоростей охлаждения при закалке Таким образом, большое значение приобретает решение вопроса о влиянии морфологии и количественных характеристик гетерогенных структур на конструктивную прочность материала, включающую в себя в большинстве случаев предел текучести, временное сопротивление при растяжении, характеристики вязкости разрушения и коррозионной стойкости

Другим способом повышения комплекса эксплуатационных характеристик исследуемых материалов является внедрение хорошо зарекомендовавшей себя для широкого круга конструкционных материалов технологии термомеханической обработки (ТМО) В связи с этим актуальным становится исследование влияния параметров ТМО на особенности формирования структуры и свойств низколегированных Cr-Mo-V сталей

Решение этих вопросов позволит научно-обоснованно разрабатывать режимы термической и термомеханической обработок низколегированных Cr-Mo-V сталей для получения высокой конструктивной прочности материалов

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Термообработка и физика металлов» ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ» в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ № 2142 «Физикохимия синтеза и обработки перспективных материалов на основе переходных металлов » ГР № 01200205925 (2002 - 2006 гг) - единый заказ - наряд Минобрнауки РФ, а так же по разделу Научно-образовательного центра «Перспективные материалы» - «Изучение и синтез новых материалов на металлической основе» (2002-2006гг) - грант CRDF, REC № 005, ВК-005

Целью работы является разработка режимов термической и термомеханической обработок для повышения прочностных и вязкостных свойств конструкционных низколегированных Cr-Mo-V сталей

В работе были поставлены и решены следующие задачи;

1 Изучение влияния химического состава Cr-Mo-V сталей на рост аустенитного зерна при нагреве, кинетику распада переохлаждённого аустенита и формирующийся при этом комплекс механических свойств хромомолибденованадиевых сталей

2 Определение характера фазовых превращений при распаде переохлаждённого аустенита Cr-Mo-V сталей в изотермических условиях в области температур бейнитного превращения и формирующихся при этом свойств

3 Разработка режимов термомеханической обработки для повышения комплекса механических свойств Cr-Mo-V сталей

4 Оценка влияния структурных составляющих на коррозионную стойкость Cr-Mo-V сталей по стандарту NACE ТМО 177-96

Научная новизна

Изучены основные закономерности структурных превращений, протекающих при улучшении сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА, показано, что появление после закалки нижнего бейнита (до 15 %) в мартенситной структуре приводит к повышению сопротивлению материала хрупким разрушениям по сравнению с мартенситом как в неотпущенном состоянии, так и после отпуска Этому способствуют фрагментация исходного аустенитного зерна бейнитными рейками и игольчатыми выделениями бейнитного феррита

На примере стали 26X1МФА подтверждена возможность протекания бейнитного превращения при температурах ниже М„ Изотермическая выдержка при температуре ниже мартенситной точки приводит к появлению мартенсита на стадии охлаждения до температуры изотермической выдержки, а по завершении инкубационного периода превращение идёт по промежуточному механизму

Показана возможность устранения неблагоприятного влияния грубой морфологии структур, образующихся по промежуточному механизму, на сопротивление хрупким разрушениям Отпуск при температуре 655 °С (± 5 °С) обеспечивает высокую ударную вязкость стали 26X1 МФА (KCV > 2,0 МДж/м2) независимо от исходного соотношения бейнита и мартенсита

Установлено, что тёплая прокатка стали 22Х2М1ФА в области метастабильного аустенита (ty = 920 °С, 1Д= 650 °С, К„ =2) обеспечивает формирование однородной дисперсной бейнитной структуры с высокими значениями параметров конструктивной прочности ст„ > 1280 МПа, <т0,2 > 970 МПа, S5 > 39 %, KCV > 0,7 МДж/м2

Практическая значимость.

Построены термокинетические диаграммы распада переохлаждённого аустенита сталей 22Х2М1ФА, 26Х1МФА при температурах аустенитизации Асз+10 °С, Асз+50 °С, Асз+100 °С, данные диаграммы позволяют с высокой точностью определять параметры режимов термической обработки

Разработан режим теплой прокатки стали 22Х2М1ФА для получения высокой конструктивной прочности (а» > 1280 МПа, ог02 > 970 МПа, 85 > 39 %, KCV > 0,7 МДж/м2), включающий деформацию материала при температуре 650 °С с коэффициентом вытяжки 2,0 с последующим охлаждением на воздухе

Определена температура отпуска (655 °С ± 5 °С) конструкционных низколегированных Cr-Mo-V сталей после закалки, обеспечивающая повышение значений ударной вязкости KCV до 2,0 МДж/м2, при сохранении высоких значений прочностных характеристик (ав> 1000 МПа, сто г >900 МПа)

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты.

1. Анализ структурных и фазовых превращений, протекающих при термической и термомеханической обработках исследуемых материалов

2 Влияние термомеханической обработки на фрагментацию структуры и получение высокой конструктивной прочности стали 22Х2М1ФА

3 Оригинальные режимы термической и термомеханической обработок исследованных сталей, обеспечивающие высокий уровень прочностных свойств

4 Влияние структурных составляющих на коррозионную стойкость Cr-Mo-V сталей (стандарту NACE ТМО 177-96)

Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены на XIII Международной научно-практической конференции «Трубы-2005», Челябинск, 2005 г, II Международной школе «Физическое материаловедение», XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006 г, на VII Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2006 г, на X отчетной научной конференции молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2006 г, на региональной научно-практической конференции студентов НТИ(ф) УГТУ УПИ «Молодежь и наука», Нижний Тагил, 2006, на XIV Международной научно-практической конференции «Трубы-2006», Челябинск, 2006 г, на XVII конференции Петербургские Чтения по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2007 г, на IV Международной школы-конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (МРРР), г Тамбов, 2007 г

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 13 печатных работ, одна из которых - в издании, рекомендованном ВАК РФ

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения, списка литературы, изложена на 142 страницах, включает 85 рисунков, 7 таблиц, список литературы содержит 98 наименований

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность диссертационной работы, дано общее направление работы

В первой главе дан аналитический обзор литературы по исследуемым проблемам Представлена характеристика улучшаемых низколегированных Сг-Мо-У сталей Систематизированы данные об особенностях формирования структуры, механизме и кинетике фазовых превращений, протекающих в сталях при различных видах упрочняющей термической и термомеханической обработки, коррозионной стойкости материалов Поставлена цель работы и сформулированы конкретные задачи исследований

Во второй главе описаны материалы и методы исследования Материалом исследования в данной работе служили стали 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА, промышленной выплавки Химический состав сталей приведен в таблице 1

Таблица 1

Химический состав и характеристик исследованных сталей_

Марка стали Содержание химических элементов, масс %

С Сг Мо V Мп № Са А1 N2 Р 8

20Х1МФА 0,20 1,30 0,41 0,081 0,58 0,27 0,10 0,0026 0,026 0,0162 0,008 0,003

22Х2М1ФА 0,22 1,75 0,63 0,153 0,57 0,24 0,09 0,0025 0,023 0,0110 0,007 0,009

26Х1МФА 0,26 1,6 0,43 0,08 0,62 0,25 0,09 0,0028 0,026 0,0110 0,009 0,006

Основа Ре

Термическую обработку сталей проводили в печах типа СНОЛ, термомеханкческую - на лабораторном двухвалковом стане ДУО-1ЭО в калибрах Описание режимов термической и термомеханической обработки дано в тексте глав

Исходное зерно аустенита определяли методом секущих на количественном анализаторе структуры «ЕрщиапЪ> в полуавтоматическом режиме Металлографический анализ осуществляли с применением оптического микроскопа "№орЬо1-21" и «ЕрщиаШ» при увеличениях 100 500 крат Электронномикроскопический анализ тонкой структуры и микродифракционные исследования проводили на электронном микроскопе *\ШМ-200С" при ускоряющем напряжении 160кВ Дюрометрические исследования проводили по ГОСТ 2999-75 Для проведения механических испытаний на растяжение использовали

испытательную машину ИР5057 Динамические испытания проводили на маятниковом копре МК - ЗОА Фрактографичекие исследования проводили с помощью растрового электронного микроскопа PHILIPS SEM 535 Для исследования кинетики распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении использовали электронно-механический программируемый дилатометр, позволяющий производить нагрев со скоростью 0,5-1000 "С/мин и охлаждение 0,5-500 °С/мин Коррозионную стойкость сталей изучали с помощью потенциодинамического метода в среде 5%NaCi + 0,5%СНзССЮН, дистиллированная вода (стандарт NACE ТМО 177-96)

В третьей главе приведены результаты исследований структурных и фазовых превращений, протекающих в исследуемых сталях при нагреве в аустенитной области и непрерывном охлаждении с различными скоростями

Изучены процессы изменения зеренной структуры аустенита, рассчитаны температуры растворения карбидных и нитрицных фаз при нагреве, исследована кинетика фазовых превращений при охлаждении и построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, рассмотрено влияние особенностей структуры, формирующейся при различных скоростях охлаждения и в процессе высокого отпуска на комплекс механических свойств материала

Дилатометрическим методом установлены критические температуры Ac¡ и Асз исследуемых сталей Они составляют Aei=755 °С, Асз=840 °С (сталь 20Х1МФА), Ас1=770 °С, Аоз=845 °С (сталь 22Х2М1ФА), Ас1=760 °С и Ас3=830 °С (Сталь 26Х1МФА)

Микроструктура исследуемых материалов в исходном состоянии - после горячей пластической деформации с последующим охлаждением на воздухе, представляет собой продукты сдвигового и промежуточного превращений переохлажденного аустенита

С использованием методов количественной металлографии построены зависимости размеров исходного аустенитного зерна от температуры нагрева в интервале 850 1000°С Установлено, что исследуемые стали не склонны к перегреву практически во всем исследованном интервале температур Сталь 20Х1МФА сохраняет средний условный диаметр аустенитного зерна на уровне 10 20 мкм (рис 1) при нагреве до температуры 985 °С Повышение температуры нагрева до 1000 °С приводит к развитию процесса собирательной ре1фисталлизации и возникновению наряду с мелкими (15 20 мкм) достаточно крупных (более 130 мкм) аустенитных зерен, средний условный диаметр возрастает до 35 мкм Это связано с устранением барьерного действия карбидов VC в результате их коалесценции и растворения при нагреве до температур несколько ниже 1000 °С (табл 2) Увеличение содержания V с 0,081 до 0,153 % масс в стали 22Х2М1ФА приводит к повышению температуры диссоциации VC (табл 2) и при нагреве до 1000 °С зеренная структура астенита остается однородной, а средний условный диаметр аустенитного зерна сохраняется на уровне 12 18 мкм

Таблица 2

Температуры растворения карбидных и нитридных фаз в сталях 20Х1МФА, 22Х2М1ФА

Марка стали Температура растворения фаз, °С

(FeCr)3C Мо2С VC A1N

20Х1МФА 740 850 996 1558

22Х2М1ФА 750 870 1058 1600

d, мки

<0.0

эьо

300 25,0 20,0 tW 10,0

<1,мки

18,0 16,0 14,0 12,0 10,0

89 1000 1 020 ГеИНР«ДО,<С

1000 toso

Температур»,

а б

Рис 1 Зависимость среднего условного диаметра аустенитного зерна стали от температуры аустенитизации а - 20Х1МФА, б- 22Х2М1 ФА

По результатам дилатометрических и микроструктурных исследований построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита (ТКД) исследованных сталей (рис 2, 3) Температуры аустенитизации выбирали как Асз+10, Асз+50 и Асз+100 °С ТКД имеют вид, типичный для низко и среднеуглеродистых легированных конструкционных сталей Температурно-временные области распада по механизмам I и II ступеней разделены областью повышенной устойчивости переохлажденного аустенита Верхняя критическая скорость закалки определяется скоростью подавления распада по промежуточному механизму, и составляет 1,0 °С/с и 0,9 °С/с для сталей 22Х2М1ФА и 26X1МФА соответственно Характерная особенность исследуемых материалов заключается в том, что изменение температуры аустенитизации в широких пределах не приводит к значительному изменению устойчивости переохлажденного аустенита Это связано с повышенной стойкостью данных сталей против роста зерна и с относительно слабым изменением химического состава аустенита в исследуемом интервале температур нагрева Однако, нужно выделить следующие особенности с повышением I, наблюдается повышение температуры начала распада по первой ступени и некоторое увеличение инкубационного периода, что связано с соответствующим повышением содержания ферритообразующих элементов (Мо и V) и углерода в результате растворения специальных карбидов

. as

\

1

м-

Рис 2 Термокинетические диаграммы распада переохлаждённого аустенита стали 26X1 МФА а - ty = 840 "С, б -1, = 880 °С, в -t, = 930 °С

а б в

Рис 3 Термокинетические диаграммы распада переохлаждённого аустенита стали 22Х2М1ФА а - tf = 860 °С, б - ty = 900 °С, в -1, = 950 °С

Температура аустенитизации и скорость охлаждения аустенита определяют тип и морфологию выделяющихся фаз и, следовательно, комплекс свойств металла Показано, что в процессе охлаждения со скоростями 1,5 - 60 °С/с аустенит исследуемых сталей претерпевает превращение с образованием гетерогенных мартенсито-бейнитных структур с различным соотношением и морфологией структурных составляющих В стали 20Х1МФА при охлаждении с температуры 930 °С со скоростью 60 °С/с формируется структура состоящая из мартенсита и примерно 5% нижнего бейнита и имеющая твердость около 6000 МПа Снижение скорости охлаждения до 30 "С/с вызывает повышение доли бейнита в структуре до 15% и падение твердости до 5200 МПа. При охлаждении со скоростью 1,5 °С/с структура металла представляет собой практически 100% бейнита (твердость на уровне 3400 МПа) Как было показано ранее, повышение температуры аустенитизации приводит к некоторому увеличению устойчивости переохлажденного аустенита, и при тех же скоростях охлаждения возрастает доля низкотемпературных продуктов распада в структуре и твердость материала

Одной из наиболее важных структурно-чувствительных характеристик конструкционных материалов является ударная вязкость Установлено, что наиболее высокое сопротивление разрушению при испытаниях на ударный изгиб (KCV= 0,5 МДж/м2) сталь 20Х1МФА имеет после охлаждения с температуры 980 °С со скоростью 30 °С/с Как повышение скорости охлаждения до 60, так и ее снижение до 1,5 °С/с вызывает понижение значений ударной вязкости. Снижение температуры аустенитизации до 950 и 930 °С изменяет эту тенденцию при охлаждении со скоростями 60 и 30 °С/с значения ударной вязкости сохраняются примерно на одном уровне (KCV= 0,35 МДж/м2), а при дальнейшем понижении скорости охлаждения до 1,5 0С/с снижается до 0,25 МДж/м2 Причиной нетипично высокой ударной вязкости материала после аустенитизации при температуре 980 °С и последующем охлаждении со скоростью 30 °С/с является усложнение траектории распространения трещины за счет фрагментации исходного аустенитного зерна бейнитными рейками и игольчатыми выделениями бейнитного феррита

При повторном нагреве стали 20X1МФА предварительно охлажденной от температур 930 и 950 °С со скоростями 60 и 30 °С/с формируется достаточно однородная структура сорбита отпуска. Повышение температуры аустенитизации до 980 °С приводит к сохранению после высокого отпуска нерекристаллизованных участков что обусловлено растворением специальных карбидов М02С и VC и увеличением доли этих легирующих элементов в аустените Повышение содержания молибдена и ванадия препятствует рекристаллизации тк замедляет самодиффузию железа Замедленное охлаждение после аустенитизации приводит к сохранению после повторного нагрева до 655 °С существенно анизотропной структуры, причиной чего, возможно, является барьерное действие карбидных частиц, выделившихся по границам растущих ферритных кристаллов в ходе бейнитного превращения

Исследовано влияние режимов предварительной термической обработки на ударную вязкость стали 20Х1МФА после повторного нагрева до температуры 655 °С с последующим охлаждением на воздухе. Температуры испытаний составляли 25, -40,-60 и -70 °С. Установлено, что снижение скорости охлаждения (ty 930 и 950 °С) в процессе предварительной ТО приводит к уменьшению значений ударной вязкости после отпуска, что связано со снижением однородности формирующихся структур Повышение t, до 980 °С приводит к росту сопротивления хрупкому разрушения при охлаждении со скоростью 30 °С/с, что, на наш взгляд, обусловлено сохранением обнаруженного ранее благоприятного влияния фрагментирования исходного аустенитного зерна бейнитными рейками и игольчатыми выделениями бейшггаого феррита.

В связи с тем, что наибольшие значения KCV сталь 20X1МФА демонстрирует после предварительного нагрева до 980 °С, эта температура была выбрана в качестве ty при изучении влияния режимов предварительной ТО на прочность и пластичность материала в высокоотпушенном (655 °С) состоянии

Установлено, что ов, соа 85 близки для скоростей охлаждения 60 и 30 °С/с (<тв = 1000 МПа, Со,2 = 900 МПа, 8 = 17 % ) и снижаются до о, = 880 МПа, ст0>2 = 690 МПа, 6 = 18% соответственно при Уохл= 1,5 °С/с По нашему мнению, это может быть объяснено частичным выделением карбидов молибдена и легированных хромом карбидов цементитного типа в процессе замедленного охлаждения, и как следствие, обеднению феррита этими элементами, закономерным снижением эффекта твердорастворного упрочнения и понижением температуры начала рекристаллизации феррита

На основании проведенных исследований предложен режим упрочняющей термической обработки сталей типа 20Х1МФА, включающий нагрев до t, 980 °С выдержка, охлаждение со скоростью 30 °С/с и отпуск при температуре 655 °С в течении 40 мин с окончательным охлаждением на воздухе Данный режим обеспечивает следующий комплекс механических свойств (сгв > 1000 МПа, 00,2 > 900 МПа, 8 > 17 %, KCV> 1,4 МДж/м2)

В четвертой главе проведено исследование влияния морфологических и количественных характеристик гетерогенной мартенсито-бейнитной структуры на сопротивление коррозии в среде 5%NaCl + 0,5%СНзСООН, дистилл вода и хрупкому разрушению при комнатной температуре

Методом пробных закалок (1у=880 °С) сформирована мартенсито-бейнитная структура с различным соотношением структурных составляющих

По результатам микроструктурных и дюрометрических исследований построены зависимости доли распада переохлажденного аустенита от времени изотермической выдержки при температурах 500,370 и 330 °С

На примере стали 26X1МФА подтверждена возможность протекания бейнитного превращения без принципиального изменения кинетики при температуре ниже М„

Кристаллы нижнего бейнита (нб) имеют форму реек и близки по строению к кристаллам мартенсита (м ) (рис 4) Снижение температуры изотермической выдержки ниже Мн (tB=330°C) приводит к удлинению и утонению игл нижнего бейнита (рис 4 б), что, вероятно, вызвано снижением диффузионной подвижности углерода Верхний бейнит (в.б.) (рис 5), сформировавшийся при температуре 500 °С, состоит из кристаллов, образующих группы достаточно крупных пластин с неровной поверхностью Карбиды выделяются неравномерно, в виде изолированных частиц, имеющих удлиненную, эллипсовидную форму; количество карбидной фазы не велико

Установлено, что структура, состоящая из мартенсита и 50% нижнего бейнита обладает существенно большей ударной вязкостью (KCV=0,22 МДж/м2), чем структура мартенсита и 50% верхнего бейнита (KCV=0,11 МДж/м2) Вероятно, это объясняется неблагоприятным влиянием особенностей выделения карбидной фазы в верхнем бейните

Исследовано влияния отпуска в интервале температур 200. 655 °С на ударную вязкость стали 26Х1МФА с различными исходными структурами (м, м+50% нб, м+ 50% вб) После проведения низко- и среднетемпературного отпуска (200 и 500 °С)

наибольшую ударную вязкость 0,75...0,9 МДж/м2) приобретает материал, исходно

закаленный на мартенсит, что связано с наиболее высокой однородностью формирующейся отпущенной структуры.

Рис. 4. Микроструктура стали 26Х1МФА после изотермической выдержки при температурах бейнишого превращения: а - Тв = 330 "С, тв= 20 с; б-1, = 330 °С, т„= 25 с;в- 1В = 370 "С, т„= 20 с; г- = 370 "С, т„= 25 с; л - {, - 500 'С, !.- 200 с; е - = 500 "С, т,= 1000 с.

Рис. 5. Структура верхнего бейнита стали 26Х1МФА (Ь = 500 °С, та= 1000 с)

С повышением температуры окончательной термической обработки до 600...620 "С наибольшее сопротивление хрупкому разрушений приобретает сталь исходно состоявшая из м + 50% н.б, Возможно, это связано с положительным воздействием фрагментации структуры за счет образования кристаллов н.б. Дальнейшее повышение температуры отпуска до 655 °С приводит к выравниванию значений ударной вязкости стали 26Х1МФА во всех исходных состояниях (К.СУ=1,6... 1,9 МДж/м"). При повышенных температурах отпуска во всех случаях выделяется достаточно большое количество карбидной фазы, и определяющим фактором становится полнота протекания процессов полигонизации и рекристаллизации ферритной матрицы. Поверхности разрушения всех высокоотпущеяных

образцов имеют ямочное строение. Исходная неоднородность распределения фазовых составляющих перестает играть заметную роль.

На следующем этапе изучено влияние доли бсйнита, полученного в процессе изотермической выдержки при различных температурах, на сопротивления хрупкому разрушению гетерогенных мартенсито-бейнитных структур после высокою отпуска 655 °С). Увеличение количества н.б. в исходной структуре до 80% не приводит к уменьшению ударной вязкости (КСУ на уровне 1,8...2,0 МДяс/м2). При дальнейшем повышении доли н.б. существенную роль начинает играть температура его образования. При 370°С (выше М„) образование до 95% н.б. приводит к существенному обогащению углеродом переохлажденного аустенита и его стабилизации. При отпуске из остаточного аустенита выделяются грубые карбидные частицы и ударная вязкость материала снижается до 1.2 МДж/м5. Переохлаждение ниже Мк и последующая выдержка до образования порядка 95% н.б вызывает измельчение областей остаточного аустенита и снижение его общего количества, ударная вязкость такой структуры после высокого отпуска составляет ~2 МДж'м". Установлено, что наличие в структуре стали 26Х1МФА до 50% в.б, не ухудшает ударную вязкость после высокого отпуска (КСУ= 2,0 ... 1,9 МДж/м!)

С целью определения долговечности стали 26Х1МФА и установления влияния характеристик гетерогенной структуры материала и а его коррозионную стойкость в выбранной среде проведены ускоренные коррозионные испытания,

Количество питтингов на поверхности образцы после испытаний наибольшее для материала, имевшего в структуре в.б, (рис,б). Вероятнее всего, это связано с неравномерным распределением и грубой морфологией карбидных частиц, являющихся очагами п и тти нгообраэ оиашш.

а б в

Рис, б. Вид поверхности образцов стали 26Х1МФА после проведения испытаний на коррозионную стойкость: а - Ц = 880 ÜC, t„ = 330 30 мин.;

б - h = 880 °С, вода; в - ty = 880 °С, t„ =500 5С, т„= 1000 с.

На основании анализа хроноп отенциограмм и измерении стационарного потенциала установлено, что наибольшей вероятностью разрушения вследствие коррозии характеризуется материал с исходной структурой м + в.б. после высокого отпуска, а наименьшей - со структурой нижнего бейнига (достаточно однородной с более равномерно распределенными дисперсными карбидными частицами)

Анализ поляризационных кривых позволил численно оценить показатели коррозии для стали 26Х1МФА, подвергнутой термической обработке по различным режимам (табл. 3).

Скорость коррозии и глубинный показатель стали 26Х1МФА

Режим термической обработки ty =880°С, охл -вода, ty =880°С, охл -вода, t(mi 655 С, х =45 мин ty=880°C, t„=330 °с, т=30 м, охл-вода ty=880°C, t„=330 "С, г -30 м, охл -вода tam=655°C ty=880°C t,=370 °С т=30 м, охл -вода t,=880eC, t„=500 °С, х =1000 с, охл -вода Ц=880°С, t„=500 °С, г =1000 с, охл -вода W655°C

Исходная структур стали мартенсит мартенсит нижний бейнит нижний бейнит нижний бейнит верхний бейнит верхний бейнит

Скорость коррозии мм/год 1,9 2,6 1,7 1,89 3,3 5,2 6,6

Глубинный показатель коррозии, мм/год 2,2 2,9 1,9 2,1 3,7 5,8 7,3

Таким образом, при выборе режимов окончательной упрочняющей термической обработки сталей типа 26Х1МФА необходимо учитывать, что наличие в структуре до 50% продуктов распада по бейнитному механизму не ухудшает ударную вязкость в высокоотпущенном состоянии, но может неоднозначно влиять на ее коррозионную стойкость

В пятой главе изучено влияние режимов упрочняющей термомеханической обработки на структуру и свойства стали 22Х2М1ФА, подвергнутой предварительно горячей пластической деформации (температура окончания прокатки 1200 °С) с последующим охлаждением на воздухе Деформация проводилась в лабораторных условиях на двухвалковом стане в калибрах

Микроструктура исследуемой стали в исходном состоянии состоит из грубых (50 мкм и более) кристаллов бейнитного феррита (рис 7а) Понижение температуры окончания деформации (параметры контролируемой прокатки ty= 1200 °С, температура начала деформации - 1200 °С, окончания - 850 °С, коэффициент вытяжки 2, охлаждение на воздухе) вызывает некоторое уменьшение размеров бейнитных пакетов, их фрагментацию и усложнение формы границ Кроме того, возникают частицы зернистого бейнита размером около 5 мкм (рис 76) Наблюдаемое изменение морфологии выделения бейнитного феррита связано с измельчением исходного аустенитного зерна, за счет протекания процессов динамической рекристаллизации и влиянием развитой субзеренной структуры, сформированной на конечных стадиях деформации Общий уровень механических свойств материала, подвергнутого контролируемой прокатке довольно высок (ав > 1100 МПа, а0д > 890 МПа, 65 > 20 %, KCV > 0,33 МДж/м2) Относительно высокий уровень сопротивления хрупкому разрушению объясняется усложнением траектории распространения трещины за счет общей фрагментации структуры и формированием развитых высокоугловых границ бейнитных пакетов Дальнейшее повышение пластических свойств требует создания еще более дисперсной и однородной структуры

Проведение аусформинга по режиму (V= 920 °С, tÄ= 650° С (т= 15 с), К„= 1,25, охлаждение на воздухе) позволило сформировать бейнитную структуру практически лишенную пакетов длиной более 20 мкм (рис 8а) Пластическая деформация переохлажденного аустенита в области его повышенной устойчивости (ниже температуры рекристаллизации) приводит сохранению повышенной плотности дефектов до начала бейнитного превращения, что, в свою очередь, облегчает диффузионное перераспределение углерода и повышает скорость образования зародышевых центров новой фазы С другой стороны, развитая дислокационная структура препятствует росту ферритных кристаллов по

сдвиговому механизму. Эти факторы способствуют уменьшению размеров бейнитных кристаллов и формированию дисперсных частиц карбидной фазы. Уровень механических свойств закономерно растет (ов = 1190 МПа; сто,} = 870 МПа; 8; = 35...40 %).

Рис. 7. Микроструктура стали 22Х2М1ФА; а- исходная структура, б- структура после контролируемой прокатки (tT= 1200 °С, температура начала деформации - 1200 °С, окончания - 850 °С коэффициент вытяжки 2, охлаждение на воздухе)

Показано, что увеличение времени выдержки перед началом деформации от 15 до 1200 с. приводит к началу выделения избыточного феррита по диффузионному механизму. Прочностные свойства материала при этом существенно не меняются, но пластичность несколько снижается. Возможно это объясняется тем, что малый объем и неравномерность выделения избыточного феррита не позволяют ему выступить в качестве структурной составляющей повышающей уровень пластичности материала в целом В то же время повышение концентрации углерода в переохлажденном аустените приводит к выделению большего числа карбидных частиц, и торможению процессов формирования субзеренных границ.

Повышение степени деформации аустенита в процессе аусформинга до Кв= 1,5 ,.2,0 приводит к созданию однородною распределения дислокаций в аустенитных зернах, что обусловливает формирование высокодисперсного зернистого бейнита (рис. 86). Границы кристаллов становятся Значительно более развитыми. Существенно повышается комплекс механических свойств и при максимальной степени деформации (Ко=2,0) составляет а, > 1280 МПа, о0,г > 970 МПа, 5; > 39 %, KCV > 0,7 МДж/м2. Высокий уровень сопротивления хрупкому разрушению позволяет рекомендовать обработку по режиму: Ц = 920 "С, ta= 650 °С, коэффициент вытяжки 2,0, охлаждение на воздухе для изготовления изделий, работающих в условиях низких климатических температур.

Ускоренные коррозионные испытания в среде (5%NaCl + О,50/°СНЗСООН + дистиял, водя) показали, что исследуемый материал, подвергнутый терм ом с хан и ческой обработке, имеет коррозионные свойства не ниже, чем после закалки и высокого отпуска (табл.3). Характер коррозионного разрушения на начальных стадиях межкристаллитный. Снижение интенсивности питти иго образован и я по сравнению с высокоотпущенным состоянием может быть связано с благоприятной морфологией выделения карбидных фаз.

Рис. 8. Микроструктура стали 22Х2М1ФА после ТМО; а- 4= 920 °С. 1д= 650" С (т= 15 с), Кв= 1,25, охлаждение на воздухе; б-1,= 920 °С, 1Д= 650 °С, К„= 2,0, охлаждение на воздухе

Скорость коррозии и глубинный показатель стали 22Х2М1ФА после термомеханической обработки по различным режимам_

Режим ТМО гд =650°С, т= 1200 с, К»=1,25 ta=650°C, Кв=1,25 1д=650° С, К„=2,0 tj=710°C, т=155 мин, Кв=2,0 t, =880°С, охл -вода, tam=655°C

Структура стали Бейнит + избыточный феррит Бейнит Бейнит Перлит + избыточный феррит Сорбит

Скорость коррозии, г/(см2 ч) 2,4 1,0 1,4 5,3 2,6

Глубинный показатель коррозии, мм/год 2,68 1,16 1,51 5,94 2,9

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1 Установлены основные закономерности структурных и фазовых превращений в конструкционных низколегированных Cr-Mo-V сталях 20X1 МФА, 22Х2М1ФА Рассчитаны температуры растворения карбидных и нитридных фаз, присутствующих в сталях, определены оптимальные температуры нагрева под закалку, обеспечивающие получение однородной мелкозернистой структуры Для стали 20X1 МФА данная температура составила 985 °С, а для 22Х2М1ФА - 1000 °С Размер аустенитного зерна сталей при нагреве до данных температур сохраняется на уровне 12-16 мкм

2 Изучен распад переохлаждённого аустенита сталей 22Х2М1ФА, 26X1 МФА в условиях непрерывного охлаждения, построены термокинетические диаграммы (температуры аустенитизации Асз+10 °С Асз+100 °С) Установлено, что повышение температуры аустенитизации выше 880 °С (ст. 26Х1МФА), 900 °С (ст 25Х2М1ФА) приводит к обогащению аустенита хромом, молибденом и углеродом за счет растворения карбидных фаз, что увеличивает устойчивость переохлажденного аустенита по диффузионному механизму.

3. Исследовано влияние температур аустенитизации в диапазоне 930 980 °С и скоростей охлаждения 1,5 60 °С/с на структуру и свойства стали 20X1 МФА Установлено, что формирование в процессе закалки гетерогенной мартенсито-бейнитной структуры с игольчатыми выделениями бейнитного феррита (t, = 980 °С, VOIÜ,=30°C/c) обеспечивает значительное повышение ударной вязкости стали (KCV=0,5 МДж/м2) по сравнению с материалом, обладающим структурой мартенсита (KCV=0,35 МДж/м2), бейнита (KCV=0,27 МДж/м2)

4 Исследован распад переохлажденного аустенита стали 26X1 МФА при изотермических выдержках в области бейнитного превращения Построены зависимости доли распада аустенита по промежуточному механизму от времени изотермической выдержки Установлено, что при уменьшении температуры выдержки от 500 до 330 °С увеличивается скорость образования бейнита На примере стали 26Х1МФА подтверждена возможность протекания бейнитного превращения при температурах ниже М„ Изотермическая выдержка при температуре 330 °С (М„ - 20 °С) приводит к появлению мартенсита на стадии охлаждения до температуры выдержки, а по завершении инкубационного периода превращение идёт по промежуточному механизму

5 Рассмотрено влияние типа, морфологии и количественных соотношений структурных составляющих гетерогенной мартенсито-бейнитной структуры на ударную вязкость стали 26X1 МФА Установлено, что грубые карбидные выделения и неравномерное

их распределение (верхний бейнит) обуславливают сопротивление хрупким разрушениям KCV = 0,11 МДж/м2, что в два раза ниже, чем ударная вязкость стали, в структуре которой карбидные выделения дисперсны (нижний бейнит)

6 Исследовано влияние температур отпуска (200 .655 °С) на сопротивление хрупким разрушениям стали 26Х1МФА Установлено, что отпуск при температуре 655 °С материала, обладающего гетерогенной мартенсито-бейнитной структурой, обеспечивает повышение ударной вязкости до 2 МДж/м2, тем самым, нивелируя, охрупчивающее влияние структур грубой морфологии, образующихся по промежуточному механизму

7 Изучено влияние различных режимов термомеханической обработки на структуру и конструктивную прочность стали 22Х2М1ФА Контролируемая прокатка (t,,= 1200 °С, температура начала деформации - 1200 °С, окончания - 850 °С, охлаждение на воздухе) обеспечивает формирование бейнитной структуры с чётко выраженной направленностью Значения механических свойств материала после данной обработки а„ > 1100 МПа, аод > 890 МПа, 8S > 20 %,KCV > 0,33 МДж/м2

8 Проведение термомеханической обработки стали 22Х2М1ФА, включающей деформацию метастабильного аустенита в области высокой его устойчивости по диффузионному механизму, обеспечивает повышение комплекса механических свойств по сравнению с ВТМО Деформация при достаточно низкой температуре (650 °С) способствует подавлению развития процессов динамического возврата и формированию, при охлаждении, однородной, дисперсной бейнитной структуры с высоким комплексом свойств (ав > 1280 МПа, а0д > 970 МПа, б5 > 39 %, KCV > 0,7 МДж/мг)

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1 Попов А А., Беликов С. В, Нассонова О Ю, Комоликов К Ю Исследование процессов формирования структуры при нагреве и охлаждении низколегированных Cr-Mo-V сталей // В сб статей «Научные труды IX-ой отчетной конф молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», Екатеринбург, 2006, с 88

2 Попов А А, Беликов С В, Нассонова О Ю, Комоликов К Ю Изучение влияния параметров термической обработки на микроструктуру и механические свойства сталей 22Х1МФА, 25Х2М1ФА// Тез докл II -ой Международной школы «Физическое материаловедение» XVII -ой Уральской школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006, с 89

3 Попов А А, Беликов С В, Нассонова О. Ю Исследование влияния параметров термической и термомеханической обработок на комплекс механических свойств высокопрочных нержавеющих труб // В сб статей «Научные труды Х-ой отчетной конф молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», Екатеринбург, 2006, с 355-356

4 Ашихмина И Н Степанов А Н , Попов А А, Комоликов К Ю , Беликов С В , Нассонова О Ю Оценка характера разрушения образцов труб из стали марки 22X1МФА // Научные труды к ХП1 Международной научно-практической конференции «Трубы-2005» часть2, г Челябинск, 2005, с 184-187

5 Ашихмина И Н Степанов А Н , Попов А А, Комоликов К Ю , Беликов С В , Нассонова О Ю Изучение процессов формирования структуры при нагреве и охлаждении низколегированных Cr-Mo-V сталей// Научные труды к XIII Международной научно-практической конференции «Трубы-2005» часть2, г Челябинск, 2005, с 187-193

6 Беликов С В, Овсянникова Е А., Нассонова ОЮ Влияние режимов термической обработки на ударную вязкость сталей 20Х1МФА, 22Х1МФА, 25Х2М1ФА // Материалы к региональной научно-практической конференции студентов НТИ(ф) УГТУ УПИ «Молодежь и наука» Т 1 Нижний Тагил, 2006, с 10

7 Беликов С В , Нассонова О Ю. Исследование влияния режимов термической обработки на ударную вязкость и хладостойкость Cr-Mo-V сталей // Материалы к международной научно-технической конференции «VII -ая Уральская школа - семинар металловедов - молодых ученых», ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2006, с 61

п

8. Беликов С В, Комодиков К.Ю, Нассонова ОЮ Исследование процессов формирования структуры при нагреве и охлаждении низколегированных Cr-Mo-V сталей // Материалы к международной научно-технической конференции «VII -ая Уральская школа -семинар металловедов - молодых ученых», ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2006,с 60

9 Нассонова О Ю, Беликов С В, Попов АЛ, Овсянникова Е А, Ашихмина И Н, Степанов А И Исследование влияния структуры на ударную вязкость сталей в хладостойком исполнении / В сб научных трудов к XIV Международной научно-практической конференции «Трубы-2006», Сборник научных трудов к XIV Международной научно-практической конференции «Трубы-2006», часть1, г Челябинск, 2006, с 243-246

10 Беликов С.В, Попов А А, Дедюхина М В, Саломатина Е Д, Ашихмина И Н, Степанов А И, Нассонова О Ю. Влияния пластической деформации при температуре ниже Aci на формирование структуры и свойств стали 25Х2М1ФА / В сб материалов Конференция XVII Петербургские Чтения по проблемам прочности, Сборник материалов конференции, г Санкт-Петербург, 2007, с 243-245

11 Беликов С В , Овсянникова Е А, Нассонова О Ю Исследование влияния режимов термической обработки на ударную вязкость и хладостойкость обсадных труб / Материалы IV Международной школы-конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (MPFP), г Тамбов, 2007 г, с 304-306

12. Беликов С В, Нассонова О. Ю., Попов А А, Дедюхина М В Влияние структуры, формирующейся при непрерывном охлаждении, на ударную вязкость 22Х1МФА//Известия высших учебных заведений Черная металлургия 2007 №10.

13 Нассонова О Ю, Беликов С В , Попов А А , Саломатина Е Д, Ашихмина И Н Влияние режимов деформации метастабильного аустенита на структуру и свойства стали 25Х2М1ФА // Сб тезисов конференции "Деформация и разрушение материалов и наноматериалов", Москва, 2007

Подписано в печать 05 10 2007 г Объем - 1 п л Тираж - 100 экз Заказ № 92 Ризография НИЧ ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ» 620002, Екатеринбург, ул Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР.

1.1. Легирование высокопрочных конструкционных сталей.

1.2. Термическая обработка высокопрочных конструкционных сталей.

1.3. Термомеханическая обработка конструкционных сталей.

1.4. Коррозия конструкционных сталей.

1.5. Постановка задачи исследования.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Исследуемые стали.

2.2. Термическая обработка сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА.

2.3. Исследование превращения переохлаждённого аустенита в изотермических условиях.

2.4. Термомеханическая обработка стали 22Х2М1ФА.

2.5. Методика исследований.

2.5.1. Металлографический метод.

2.5.2. Электронная микроскопия.

2.5.3. Дюрометрический метод.

2.5.4. Механические испытания на растяжение.

2.5.5. Механические испытания на ударный изгиб.

2.5.6. Фрактографический анализ.

2.5.7. Дилатометрический метод.

2.5.8. Термометрирование.

2.6. Определение температур АсЬ Ас3 и Мн исследуемых сталей.

2.7. Методы исследования коррозии металлов в электролитах.

2.8. Определение погрешности измерений.

3. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ Cr-Mo-V СТАЛЯХ.

3.1. Влияние температуры нагрева на размер аустенитного зерна.

3.2. Исследование кинетики распада переохлаждённого аустенита при непрерывном охлаждении.

3.3. Структурные превращения сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА при различных режимах термической обработки.

3.4. Исследование ударной вязкости сталей 20Х1МФА, 22Х2М1ФА, 26Х1МФА.

3.5. Выводы.

4. ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЁННОГО АУСТЕНИТА В ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ УСЛОВИЯХ В ОБЛАСТИ ПРОМЕЖУТОЧНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ И ФОРМИРУЮЩИЕСЯ ПРИ ЭТОМ СВОЙСТВА.

4.1. Изучение кинетики распада переохлаждённого аустенита в изотермических условиях в области промежуточного превращения.

4.2. Исследование коррозионной стойкости стали 26X1МФА.

4.3 Выводы.

5. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СТАЛИ 22Х2М1ФА.

5.1 Исследование влияния параметров термомеханической обработки на структуру и значения механических свойств стали 22Х2М1ФА.

5.2. Влияние параметров термомеханической обработки на коррозионную стойкость стали 22Х2М1ФА.

5.3. Выводы.

Конструкционные низколегированные Cr-Mo-V стали являются широко используемыми в различных отраслях промышленности материалами, благодаря возможности получения различного уровня свойств в результате формирования необходимого структурного и фазового состояния методами термической и термомеханической обработок [1-3]. Надежность материала характеризуется конструктивной прочностью — комплексом механических свойств, находящихся в корреляции с условиями работы изделий. Требования к материалам вытекают из необходимости создания продукции повышенной эксплуатационной прочности и долговечности в условиях статического, динамического и знакопеременного внешнего нагружения (или их сочетания), в том числе при отрицательных температурах и воздействии агрессивных сред [3]. Для большинства конструкционных сталей параметрами конструктивной прочности являются: временное сопротивление при растяжении, предел текучести, вязкость разрушения, коррозионная стойкость [2, 4-7]. Для дальнейшего расширения сферы применения Cr-Mo-V сталей необходимо развитие методов термической и термомеханической обработок, повышающих конструктивную прочность материалов, что обеспечивает им преимущество по сравнению с большинством конструкционных сталей. Но выбор оптимальных температурно-временных параметров обработки невозможен без детального изучения кинетики распада переохлаждённого аустенита и роста его зерна при нагреве, без исследования влияния продуктов распада аустенита по различным механизмам на параметры конструктивной прочности. На сегодняшний день. по влиянию типа морфологии и количественного соотношения структурных составляющих, образующихся по промежуточному механизму, на склонность к хрупким разрушениям конструкционных сталей нет единого мнения, поэтому этот вопрос является актуальным. Разработка режимов термомеханической обработки для конкретных материалов с целью достижения высокопрочного состояния при сохранении пластичности остается металловедческой задачей. Кроме того, при достижении высоких значений механических свойств стали необходимо учитывать и её коррозионную стойкость, т.к. данная характеристика определяет долговечность применения материала.

Решение этих вопросов позволит научно-обоснованно разрабатывать режимы термической и термомеханической обработок низколегированных Cr-Mo-V сталей для получения высокой конструктивной прочности материалов, обеспечивая расширение области их применения.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены основные закономерности структурных и фазовых превращений в конструкционных низколегированных Cr-Mo-V сталях 20X1 МФА, 22Х2М1ФА. Рассчитаны температуры растворения карбидных и нитридных фаз, присутствующих в сталях; определены оптимальные температуры нагрева под закалку, обеспечивающие получение однородной мелкозернистой структуры. Для стали 20X1 МФА данная температура составила 985 °С, а для 22Х2М1ФА - 1000 °С. Размер аустенитного зерна сталей при нагреве до данных температур сохраняется на уровне 12-16 мкм.

2. Изучен распад переохлаждённого аустенита сталей 22Х2М1ФА, 26X1 МФА в условиях непрерывного охлаждения, построены термокинетические диаграммы (температуры аустенитизации: Асз+10 °С.Асз+100 °С). Установлено, что повышение температуры аустенитизации выше 880 °С (ст. 26X1 МФА), 900 °С (ст. 22Х2М1ФА) приводит к обогащению аустенита хромом, молибденом и углеродом за счёт растворения карбидных фаз, " что увеличивает устойчивость переохлаждённого аустенита по диффузионному механизму.

3. Исследовано влияние температур аустенитизации в диапазоне 930.980 °С и скоростей охлаждения 1,5 - 60 °С/с на структуру и свойства стали 20X1 МФА. Установлено, что формирование в процессе закалки гетерогенной мартенсито-бейнитной структуры с игольчатыми выделениями бейнитного феррита (ty = 980 °С, охлаждение в масле (VOM=30oC/c)) обеспечивает значительное повышение ударной вязкости стали А

KCV=0,5 МДж/м) по сравнению с материалом, обладающим структурой мартенсита (КСУ=0,35 МДж/м2), бейнита (КСУ=0,27 МДж/м2).

4. Исследован распад переохлажденного аустенита стали 26X1 МФА при изотермических выдержках в области бейнитного превращения. Построены зависимости доли распада аустенита по промежуточному механизму от времени изотермической выдержки. Установлено, что при уменьшении температуры выдержки от 500 до 330 °С увеличивается скорость образования бейнита. На примере стали 26X1 МФА подтверждена возможность протекания бейнитного превращения при температурах ниже Мн. Изотермическая выдержка при температуре 330 °С (Мн - 20 °С) приводит к появлению мартенсита на стадии охлаждения до температуры выдержки, а по завершении инкубационного периода превращение идёт по промежуточному механизму.

5. Рассмотрено влияние типа, морфологии и количественных соотношений структурных составляющих гетерогенной мартенсито-бейнитной структуры на ударную вязкость стали 26X1 МФА. Установлено, что грубые карбидные выделения и неравномерное их распределение (верхний бейнит) обуславливают сопротивление хрупким разрушениям л

KCV = 0,11 МДж/м , что в два раза ниже, чем ударная вязкость стали, в структуре которой карбидные выделения дисперсны (нижний бейнит).

6. Исследовано влияние температур отпуска (200 . 655 °С) на сопротивление хрупким разрушениям стали 26X1 МФА. Установлено, что отпуск при температуре 655 °С .материала, обладающего гетерогенной мартенсито-бейнитной структурой, обеспечивает повышение ударной вязкости до 2 МДж/м , тем самым, нивелируя, охрупчивающее влияние структур грубой морфологии, образующихся по промежуточному механизму.

7. Изучено влияние различных режимов термомеханической обработки на структуру и конструктивную прочность стали 22Х2М1ФА. Контролируемая прокатка (ty= 1200 °С, температура начала деформации -1200 °С, окончания - 850 °С, охлаждение на воздухе) обеспечивает формирование бейнитной структуры с чётко выраженной направленностью. Значения механических свойств материала после данной обработки: ств> 1100 МПа, с0,2> 890 МПа, 65 > 20 %, бр > 10 %, KCV > 0,33 МДж/м2.

8. Проведение термомеханической обработки стали 22Х2М1ФА, включающей деформацию метастабильного аустенита в области высокой его устойчивости по диффузионному механизму, обеспечивает повышение комплекса механических свойств по сравнению с ВТМО. Деформация при достаточно низкой температуре (650 °С) способствует подавлению развития процессов динамического возврата и формированию, при охлаждении, однородной, дисперсной бейнитной структуры с высоким комплексом свойств (св > 1280 МПа, с0;2 > 970 МПа, 65 > 39 %, бр > 19 %, KCV> 0,7 МДж/м2).

9. Оценена коррозионная стойкость сталей 22Х2М1ФА и 26Х1МФА по стандарту NACE ТМО 177-96. Изучено влияние структурных составляющих на сопротивление коррозионному разрушению исследуемых материалов.

1. Гольдштейн М.И. Специальные, стали: учебник / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. М.: Металлургия, 1985. 408 с.

2. Солнцев Ю.П. Хладостойкие стали и сплавы. М.: Химиздат, 2005. 480 с.

3. Скороходов В.Н., Одесский П.Д., Рудченко А.В. Строительная сталь. М.: Металлургиздат, 2002. 624 с.

4. Кошелев П. Ф., Беляев С. Е. Прочность и пластичность конструкционных материалов при низких температурах / Справ, пособие. М.: Машиностроение, 1967 362 с.

5. Погодин-Алексеев Г.И. Динамическая прочность и хрупкость металлов / Учебник. М.: Машиностроение, 1966. 242 с.

6. Одесский П.Д., Ведяков И.И. Ударная вязкость сталей для металлических конструкций. М.: Интермет Инжиниринг, 2003. 232 с.

7. Тазетдинов В.И., Чикалов С.Г. Повышение надежности труб для магистральных газонефтепроводов // Сталь. 2004. № 11. С. 76-79.

8. Гольдштейн Я.Е. Низколегированные стали в машиностроении. М.: Машгиз, 1963.-240 с.

9. Винокур Б. Б., Пилюшенко. Прочность и хрупкость конструкционной легированной стали. Киев: Наук, думка, 1983. 284 с.

10. Малышевский В. А., Семичева Т. Г., Хлусова Е. И. Влияние легирующих элементов и структуры на свойства низкоуглеродистой улучшаемой стали// МиТОМ, 2001 г. № 9. С. 5-9.

11. Тылкин М. А. Структура и свойства строительной стали / М. А. Тылкин, В. И. Большаков, П. Д. Одесский. М.: Металлургия, 1983. 287 с.

12. Гуляев А.П. Ударная вязкость и хладноломкость конструкционной стали. М.: Машиностроение, 1969. 69 с.

13. Винокур Б.Б., Пилюшенко B.JL, Касаткин О.Г. Структура конструкционной легированной стали. М.: Металлургия, 1983. 216 с.

14. Ланская К.А. Микролегирующие и примесные элементы в низколегированной хромомолибденованадиевой стали/ К.А. Ланская, Л.В Куликова., В.В. Яровой. М.: Металлургия, 1989. 176 с.

15. Гольдштейн М.И. Упрочнение малоуглеродистых сталей / М.И. Гольдштейн, А.А. Емельянов, И.Ю. Пышминцев // Сталь. 1996. № 6. С. 8-9.

16. Энтин Р. И. Превращения аустенита в стали. М.: Государств, научно-техн. изд-во литературы по чёрной и цветной металлургии, 1960. - 252 с.

17. Глебов А. Г. Области влияния примесей на ударную вязкость толстолистовой стали / Глебов А. Г., Штремель М. А. Сталь. 2004. №5. С. 95-97.

18. Курдюмов Г. В., Утевский JI. М., Энтин Р. И. М. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. 236 с.

19. Ремизов А.П. Конструкционные стали для работы в условиях севера: Реферативный сборник. М.: ЦНИИТЭИтяжмашиздат, 1980. 20 с.

20. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов: учебник. М.: Металлургия, 1986. 480 с.

21. Лахтин Ю. М. Металловедение и термическая обработка металлов. Учебник для вузов. 3-е изд. М.: Металлургия, 1984. 360 с.

22. Борисов И. А. Сталь 20Х2НМ2ФА для сварных изделий // МиТОМ. 2005 г. № 8. С. 43-47.

23. Тихонцева Н. Т., Горожанин П. Ю., Лефлер М. Н. и др. Разработка сталей и режимов термической обработки высокопрочных труб в хладостойком и сероводородостойком исполнении // МиТОМ. 2007 г. № 5. С. 18-22.

24. Тихонькова О. В., Попова Н. А., Целлермаер В. В. Влияние отпуска на фазовый состав литой конструкционной среднелегированной стали // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2007. № 2. С.50-54.

25. Блантер М. Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. М.: Металлургия. 1962. - 268 с.

26. Гольдштейн М. И., Фарбер В. М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия. 1979. - 208 с.

27. Яхнин А.С. Микроструктура и хрупкость конструкционных сталей // МиТОМ, 1976 г.-№6.-с. 46-48.

28. В. Н. Гончар, Н. А. Воскобойникова, А. Ф. Щербакова. Влияние промежуточных структур на свойства конструкционной стали // Известия высших учебных заведений. Чёрная металлургия. 1966 г. №1. С. 149-153.

29. П. В. Склюев. Влияние скорости охлаждения и температуры переохлаждения на ударную вязкость и переходную температуру сталей 35ХНМ и 34XH3M // МиТОМ, 1977 г. №8. С. 9-12.

30. Крамаров М. А., Рыбаков А. Б. и д.р. Влияние прокаливаемости на сопротивляемость Cr-Ni-Mo-V- стали хрупким разрушениям // Известия высших учебных заведений. Чёрная металлургия. 1973 г. №2. С. 120-123.

31. Шнейдерман А. Ш. Влияние бейнитных продуктов распада аустенита на механические свойства улучшаемых конструкционных сталей // МиТОМ, 1976 г. № 6. С. 5153.

32. D. P. Edwards. Toughness of martensite and bainite in a 3% Ni-Cr-Mo-V Steel // Journal of the Iron and Steel Institute, Nov. 1969. p. 1494- 1502.

33. Склюев П. В. Влияние скорости охлаждения и температуры переохлаждения на ударную вязкость и переходную температуру сталей 25ХНМ и 34XH3M // МиТОМ, 1977 г. №8. с. 8-11.

34. Коротушенко Г. В., Григоркин В. И., Козлов В. И. И др. Механические свойства и кинетика бейнитного превращения сталей 35ХНЗМФА и 25X3МФА // Металлы, 1978 г. №2. С. 179-189.

35. F. G. Caballero, Н. К. D. Н. Bhadeshia. Very strong bainite // Current Opinion in Solid State and materials Science, vol. 8. 2004. P. 251-257.

36. Tomita Joshiyuki, Okybayashi Kumio. Improvement in lower temperature mechanical properties of 0,40 pet C-Ni-Cr-Mo ultrahigh strength steel with the second phase lower bainite // Metallurgical Transactions. 1983. Vol. A14. № 1-6,- P. 485-492.

37. Разомазов К. А. Металловедческие аспекты возможности горячей прокатки ИФ-сталей при пониженных температурах // Сталь. 2005. № 8. С. 26-38.

38. Коджаспиров Г. Е., Рыбин В. В., Апостолопоулос X. Роль мезоструктуры при термомеханической обработке металлических материалов // МиТОМ, 2007 г. № 1. С. 30-34.

39. Марченко J1. Г., Пышминцев И. Ю., Самарянов Ю. В. Перспективы производства сварных и бесшовных труб при пониженных температурах // Металлург, 2005. №12. С. 51-55.

40. Григорьев Р.С. Термопластическое упрочнение конструкционных сталей, работающих при низких температурах. Новосибирск: Наука, 1974.- 48 с.

41. Смирнов М.А. Высокотемпературная термомеханическая обработка и хрупкость сталей и сплавов / М.А. Смирнов, С Н.Петрова, Л.В.Смирнов // М.: Наука, 1991. -167 с.

42. Одесский П. Д., Рудченко А. В., Шабалов И. П. Термомеханическое и термическое упрочнение сталей // МиТОМ. 2007 г. № 3. С. 34-42.

43. Стародубов К. Ф., Узлов И. Г., Савенков В. Я и др. Термическое упрочнение проката. М.: Металлургия. 1970. - 368 с.

44. Большаков В, И., Стародубов К. Ф., Тылкин М. А. Термичекая обработка строительной стали повышенной прочности. М.: Металлургия. 1977. - 200 с.

45. Матросов И. Ю., Литвиненко Д. А., Голованенко С. А. Сталь для магистральных трубопроводов. М.: Металлургия. 1989. - 288 с.

46. Барнштейн М JL Диаграмма горячей деформации, структура и свойства сталей: справочник / M.JI. Бернштейн и др. М.: Металлургия, 1989. 544 с.

47. Бернштейн М. JI. Прочность стали. М.:Металлургия, 1974. 199 с.

48. Термопластическое упрочнение конструкционных сталей, работающих при низких температурах / под ред. Р. С. Григорьева. Новосибирск: Наука, 1974.

49. Hai-Long YI, Lin-Xiu DU, Guo-Dong WANG, Xiang-Hua LIU. development of a hot-rolled low carbon Steel with High Yield Strength // ISIJ International, vol. 46 (2006), No.5. P. 754-758.

50. Гордиенко JI. К. Субструктурное упрочнение металлов и сплавов. М.: Наука, 1973 г. с.-224.

51. Контролируемая прокатка/ В. И. Погоржельский, Д. А. Литвиненко, Ю. И. матросов, А. В. Иваницкий. М.: металлургия, 1979. 184 с.

52. Кремнев Л. С., Свищенко В. В., Чепрасов Д. П. Скоростной диапозон образования зернистого бейнита при распаде аустенита стали 20Х2НАЧ // МиТОМ. 1998 г. №5. С. 17-19.

53. Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1968. 1172 с.

54. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия, 1977.-432 с.

55. Влияние деформации на кинетику аустенит-ферритного превращения в стали 08Г2С / В.Н. Урцев и др // Сталь. 2005. № 5. С.32-34.

56. Пумпянский Д. А., Пышминцев И. Ю., Фарбер В. М. Методы упрочнения трубных сталей // Сталь, 2005. № 7. С. 67-74.

57. Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей/ пер. с нем. -М.: Металлургия. 1982.- 184 с.

58. Разработка и технологический процесс производства трубных сталей в 21 веке / Ю.И. Матросов и др // Сталь 2001. №4. С. 24-26.

59. Влияние термодеформационных факторов на свойства стали типа 15ГФБ / В.Г. Кашакашвили и др. // Сталь 2003. №7. С. 12-13.

60. Жук Н.П. Курс теории коррозии и защиты металлов. М.: Металлургия, 1976.472 с.

61. Исаев Н. И. Теория коррозионных процессов. Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1997. - 368 с.

62. Кеше Г. Коррозия металлов. Физико-химические принципы и актуальные проблемы / Пер. с нем. под ред. Я. М. Колотыркина М.: Металлургия. 1984.- 400 с.

63. Томашов Н. Д., Чернова Г. П. Теория коррозии и коррозионностойкие конструкционные сплавы.- М.: Металлургия. 1986. 358 с.

64. Самохоцкий А.И. Металловедение: учебник / А.И. Самохоцкий, М.Н. Кунявский,- М.: Металлургия, 1969. 456 с.

65. Акимов Г.В. Теория и методы исследования коррозии металлов. Ленинград: АН, 1945.-414 с.

66. Чернова Г. П. Томашов Н. Д. Коррозия и коррозионностойкие сплавы.- М.: Металлургия. 1973. 232 с.

67. Чехов А.П. Коррозионная стойкость материалов: Справ. Днепропетровск: Промшь, 1980. - 190 с.

68. Шлямнев А. П., Свистунова Т. В., Лапшина О. Б. Коррозионностойкие, жаростойкие и высокопрочные стали и сплавы: Справ. М.: Интермет Инжиниринг. 2000. -155 с.

69. Ульянин Е. А. Коррозионностойкие стали и сплавы: Справ.- М.: Металлургия. 1980.-208 с.

70. Крянин И. Р. Коррозионно-стойкие стали для крупных отливок и поковок в машиностроении: ч.1. М.: ЦНИИТмаш. 1990. - 155 с.

71. Розенфельд И.Л. Ускоренные методы коррозионных испытаний металлов (теория и практика) / И.Л. Розенфельд, К.А. Жигалова. М.: Металлургия, 1966. 326 с.

72. Бородулин Г.М., Мошкевич Е.И. Нержавеющая сталь. М.: Металлургия, 1973.320 с.

73. Рачёв X., Стефанова С. Справочник по коррозии: Пер. с болг./ Перевод Нейковского С. И.; под ред. Н. И. Исаева. -М.: Мир, 1982. -520 с.

74. Акшенцева А.П. Металлография коррозионностойких сталей и сплавов: Справочник М.: Металлургия, 1991. - 288 с.

75. Туфанов Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, сплавов и чистых металлов: Справ.- 4-е изд., доп. и перераб. М.: Металлургия. 1982. - 352 с.

76. Шрайера Л.Л. Коррозия: справочник / Л.Л. Шрайера. М.: Металлургия, 1981.632 с.

77. Улиг Г. Г., Реви Р. У. Коррозия и борьба с ней. Введение в коррозионную науку и технику. Пер. с англ./ под ред. А. М. Сухотина.- Л.: Химия, 1989. Пер. изд., США, 1985.-456 с.

78. Фомин Г. С. Коррозия и защита от коррозии. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Издательство стандартов. 1999. - 513 с.

79. Розенфельд И. Л. Коррозия и защита металлов. М.: Металлургия, 1969. - 448с.

80. Родионова И.Г., Реформатская И.И., Зинченко С.Д. и др. Роль неметаллических включений в ускорении процессов локальной коррозии металлоизделий из углеродистых и низколегированных сталей // Металлург. 2005. № 4. С. 58-61.

81. Родионова И.Г., Бакланова О.Н., Филиппов Г.А. и др. О влиянии роли неметаллических включений особого типа на ускорении процессов локальной коррозии труб нефтепромыслового назначения // Сталь. 2005. № 1. С. 86-88.

82. Панфилова JI. М., Соляников Б. Г., Ильиных Г. И. Новые высокопрочные среднелегированные стали с высоким сопротивлением хрупкому и водородному разрушению// Сталь, 2000. № 11. с. 87-89.

83. Проскурин Е.В., Дергач Т.А., Сюр Т.А. Пути повышения коррозионной стойкости и эксплуатационной надежности труб нефтяного сортамента // Сталь. 2003. № 2. С. 70-74.

84. Шейнман Е. И. Цена коррозии// МиТОМ, 2007 г. № 2. С. 42-45.

85. Koch G. Н., Brongers М. P. Н., Thompson G. et al. Direct costs of corrosion in the United States, ASM Handbook, Vol. 13A, 2003, Materials Park, OH, ASM International, p. 959967.

86. Салтыков C.A. Стереометрическая металлография. М.:Металлургия, 1976.375 с.

87. Стандарт NACE ТМО 177-96. Стандартный метод испытаний. Лабораторное испытание металлов на сопротивление к сульфидному и коррозионному растрескиванию под действием напряжений в сульфидносодержащей среде (в сред H2S). Хьюстон. 32 с.

88. Смирнов М.А. Основы термической обработки стали: учеб. пос./ М.А. Смирнов, Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Екатеринбург: УрОРАН, 1999. 536 с.

89. Гольдштейн М. И., Попов В. В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1989,- 200 с.

90. Попов В. В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке сталей. Екатеринбург.: УрОРАН, 2003г.

91. Н. К. D. Н. Bhadeshia. Bainite in steels. Transformations, microstructure and properties. Second edition. UK, Cambridge. 2001. P. 478.

92. Furen Xiao, Bo Liao, Deliang Ren Yiyin Shan, Ke Yang. Acicular ferritic microstructure in a low-carbon Mn-Mo-Nb microalloyed pipeline steel// Materials characterization, 2005. №54. P. 305-314.

93. Xuemin Wang, Chengjia Shang, Shanwu Yang, Xinlay He, Xueyi Liu. The refinement technology for bainite and its application// Materials Science and Engeneering. A 438-440(2006). P. 162-165.

94. Y.Ohmori, H. Ohtani, T. Kunitake. Tempering of the bainite and the Bainite/Martensite Duplex structure in a Low-Carbon Low-Alloy Steel// Metal Science, vol. 8,1974, P. 357-366.

95. Юдин Ю.В., Гервасьев M. А., Беликов С. В. Изотермическое превращение в области мартенситной точки// Физика металлов и металловедение, т. 88, вып. 2, 1999. С. 9094.

96. Юдин Ю.В., Беликов С. В., Кайсафарова Т. А. Бейнитное превращение в кремнистых Cr-Ni-Mo сталях в области мартенситной точки// Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов. Ижевск.; Екатеринбург, 1998. С.83.

97. Сокол И. Я. Структура и коррозия металлов и сплавов: Атлас. Справ, изд./ Сокол. И. Я., Ульянин Е. А., Фельдгандлер Э. Г. и др. М.: Металлургия, 1989. - 400 с.

98. Халдиев Г. В. Структурная коррозия металлов. Пермь: ПГУ, 1994.- 473 с.