автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка высокопрочных немагнитных Mn-Ni-Cu-V-(Mo)-C сталей, коррозионно-совместимых с низколегированными и углеродистыми сталями

РГВ од

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК Институт металургии им. A.A. Байковз

На правах рукописи УДК 669.15.194.58

• - Костина Мария Владимировна

РАЗРАБОТКА ВЫСОКОПРОЧНЫХ НЕМАГНИТНЫХ Ип-ОТ.-Си-V-(Ио)-С СТАЛЕЙ, КОРРОЗИОННО-СОВМЕСТИМЫХ С НИЗКОЛЕГИРОВАННЫМИ И УГЛЕРОДИСТЫМИ СТАЛЯМИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва - 1990

Работа выполнена в Институте металлургии им. A.A. Байкова РАН

Научный руководитель: академик РАН

Банных O.A.

Официальные оппоненты: профессор, доктор технических наук

Рахштадг А.Г.

профессор, доктор технических наук Иванова B.C.

Ведущее предприятие: Всесоюзный институт авиационных материалов

Защита диссертации состоится "_"_ 1993 г. в_ч на

заседании Специализированного совета Д 003.15.03 при Институте металлургии им. A.A. Байкова РАН по адресу: II7334, Москва, Ленинин-ский проспект, 49.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института.

Автореферат разослан "_" _ 1993 г.

Ученый секретарь Специализированного совета доктор технических наук Блинов В.М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность работы. Значительную роль в создании нового оборудования судо- и машиностроения, медицинской техники, нефтегазовой промышленности играют немагнитные стали. Одной из важнейших задач современного материаловедения является повышение их статической и циклической прочности при сохранении достаточной для практического использования пластичности, вязкости разрушения и коррозионной стойкости.

Наиболее эффективным способом упрочнения немагнитных сталей является дисперсионное твердение при выделении частиц карбидов ванадия из пересыщенного 7-твердого раствора. В настоящее время создано большое количество стареющих сталей для высоконагруженных немагнитных деталей различного назначения. Однако, до настоящего времени не удавалось решить проблему получения высокопрочной немагнитной стали с потенциалом коррозии в морской воде, таким же, как у низколегированных сталей. Ее решение имеет большое прикладное значение как позволяющее создавать принципиально новые конструкции в специальном судостроении, благодаря получению сварных соединений между немагнитными сталями и рядовыми конструкционными сталями, стойкими в морской воде из-за отсутствия возникновения гальванических пар, приводящих к локальным разрушениям в зоне сварного соединения. Одно из условий решения этой проблемы - исключение хрома из состава стали, поскольку он смещает потенциал коррозии в сторону положительных значений по отношению к отрица тельному потенциалу коррозии низколегированных и углеродистых сталей. Разработанные в рамках этой задачи бесхромистые аустенитныа стали (например, 45Г17ЮЗ) обладают либо низкой прочностью (оо2< 400 МПа), либо низкой пластичностью или неудовлетворительной свариваемостью. Цель работы. Разработка бесхромистых стареющих ванадийсодержащих немагнитных сталей обеспечивающих сочетание высокой прочности и немаг-нитности, потенциала коррозии низколегированных сталвй с удовлетворительной пластичностью и вязкостью.

С этой целью решались задачи выбора основных и дополнительных легирующих элементов бесхромистых аустенигных сталвй и оптимизации режимов термической обработки на основе исследования структуры стали, ее физико-химических, механических, коррозионных и технологических свойств.

Научная новизна. Установлены закономерности влияния легирования медью Мп-Щ-У-СМоЬС сталей на стабильность аустенита и фазовые превращения при охлаждении и пластической деформации, на. формирование структуры после закалки и старения, а также комплекс технологических и служебных характеристик.

Показана эффективность легирования медью для стабилизации аусте-нита и упрочнения дисперсионнотвердэющих бесхромистых сталей, повышения их стойкости к коррозионному растрескиванию под напряжением в мирской воде.

Установлена взаимосвязь между уровнем прочности и пластичности стпрпющих Мп-М-Си-У-(Мо)-С сталей и их коррозионно-механическими свойствами в 3,5% растворе МаС1.

Изучено влияние легирования на потенциал коррозии этих сталей. Разработаны оптимальные составы и режимы термической обработки, обеспечивающие сочетание у Мп-М-Си-У-(Мо)-С сталей высокой статической и циклической прочности (сто 2=750-1050 МПа и о 420- 470 МПа), удонлотворителыгай пластичности (б > 20%, ф > 50 55) и ударной вязкости 0,9 ВДк/м2), магнитной проницаемости не более 1,004 Гс/Э при наличии электрохимического потенциала коррозии на уровне такового для горчитных сталей, что позволяет использовать новую сталь в сварных соодиненениях с низколегированными или углеродистыми сталями без образования коррозионной пары в водной среде.

Практическая ценность работы. На основе изученных в работе законо-мориостой влияния меди на структуру и комплекс свойств дисперсионно-пюрдпющих Ип-Ш-У-(Мо)-С сталей разработана новая высокопрочная бесхромистая коррозионностойкая аустенитная сталь типа 40Г7Н13Д2МФ (по-.ложигольное решение о выдаче патента России от 16.01.92 по заявке № <!!):«)Я45/02/044518 от 28.05.91; заводская марка АН-3), перспективная для изготовления листового проката и службы в сварных соединениях с побитными сталями. Опробовано промышленное производство новой марки стали в виде высокопрочных немагнитных труб нефтяного сортамента (ТУ !«и-П446), использование которых существенно увеличит эффективность наклонного бурения нефтяных и газовых скважин. Апробация работа. Материалы диссертации доложены на:

1. Конкурсе НИР ИМЕТ АН СССР, 1989 г.

2. Конференции."Достижения в области особопрочных сталей и сплавов" в ШШ КМ "Прометей", Ленинград, 18-20 XII 1990 г.

3. У Всесоюзном совещании "Структура и свойства немагнитных сталей",

Овордловск, 11-15 I 1991

Публикации. По теме диссертации имеется пять публикаций, в том числе авторское свидетельство и положительное решение по заявке на патент. Структура и объем работа. Диссертация состоит из введения, пяти глав и выводов, изложена на I страницах, содержит рисунков, таблиц и список использованных литературных источников из 73 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

I глава представляет собой аналитический обзор, выявляющий достигнутый уровень исследования и разработки стабильно аустенитных сталей и эффективность использования в качестве способа их упрочнения дисперсионного твердения карбидами ванадия, а также показывающий перспективность легирования дисперсионнотвердеющих сталей на основе Ип-М-У-С медью, как элементом, повышающим коррозионную стойкость сталей и стабилизирующим аустенитную структуру.

Д глава. Материалы и методика исследования. Были исследованы Мп-М-У-Си- (Мо)-С стали, химический состав которых приведен в (табл.1, 2, 3). Стали, содержание основных легирующих элементов и примесей для кототорых указано в табл.1,2 были выплавлены с цзлью выбора состава, в максимальной степени отвечающего поставленным задачам, а стали состава, указанного в табл. 3 - для оцэнки влияния меди на положения областей фазовой диаграммы Ре-М-Мп. Выбор составов производили с учетом этой диаграммы и фазовой диаграммы Шоффлера: углерод 0,27 -0,45; марганец 7,0 - 17,0; никель 4,0 - 13,0; медь 0 -4; ванадий 1,1 - 1,4; кремний 0,2 - 0,5; молибден О - 0,7; железо - остальное;

Стали лабораторных плавок выплавлены в открытых индукционных печах на опытном заводе ЦНИИЧМ и на опытно-металлургическом производстве при ЦНИИ КМ "Прометей". Из слитков массой 10 и 25 кг ковкой и прокаткой были изготовлены прутки сечением сечения 14x14 и 15x15 мм соответственно. Температура конца ковки и прокатки превышала температуру рекристаллизации, характерную для сталей аустенитного класса и составляла не менее 900°С. Промышленная 12-т плавка с разливкой на слитки 5,5 и 6,5 т) проведена на Ижорском металлургическом заводе. Ковку проводили при температурах 1170- 870°С. Для лабораторных исодэдований часть металла была прокована на заготовки квадрат 15x15 мм и 65x65 мм, остальной металл использован для изготовления труб большого диаметра.

Микроструктуру стали изучали с помощью оптической ("ЫеорЬог-2") и просвечивающей электронной (ЛЕМ-200) микроскопии (ПЭМ). Микрорент-геносгоктральный и фрактографический анализ поверхности шлифов и изломов образцов, испытанных на растяжение на воздухе и в 3,5Ж N301, циклическую прочность проводили на установках «15М-Зи и САМЕВАХ.

Для определения фазового состава сталей после холодной пластиче-ческой деформации и фазового состава заведомо содержащих а-фазу сталей, указанных в таб.4, применяли рентгеноструктурный фазовый анализ. Съемку шлифов проводили на универсальном рентгеновском дифрактометре типа ШШ-бЗ на Со К - излучении, с применениэ щелей Соллера. Объемную

Химический состав сталей (табл. 1, 2, 3)

Таблица 1

№ ил Легирующие элементы, мае. У,

N1 Си Мп V С Б

1.1 1 . 2 1 . 3 4.07 4, 09 4,18 1 ,02 1 ,96 3,78 10,50 10,10 10,50 1 ,31 1,33 1,35 0,410 0,409 0,415 0,39 0,38 0,41 0,005 0,005 0,004

1 . 5 1 . 6 1 . 7 1 . 8 7.00 7.10 7, 00 7, 10 0,48 1 ,02 2,08 4, 06 10,50 10,50 10,40 10, 40 1,38 1, 36 1,36 1,33 О, 411 0,390 0, 409 0, 409 О, 34 0,36 0,34 О, 38 0,005 0,005 0,005 0,003

1 . 9 1.10 1.11 1.12 10,10 1 0,1 0 10,00 10,10 0,01 0,53 2,05 3,85 10,40 10,53 10,40 10,30 1,35 1,34 1,38 1,38 0,396 0, 405 0,418 0,391 0,36 0, 42 О, 39 О, 42 0,005 0,004 0,004 0,003

1.13 1.14 1.15 1.16 1 2, 90 12,90 13,00 13,00 0,015 0,56 1 ,04 2, 05 10,30 10,40 10,30 10,40 1,32 1,35 1,39 1,34 0, 408 0,407 0,409 0,411 0,37 0,42 0,35 0,41 0,005 0,004 0,002 0,004

1.17 1.18 10,25 10,20 2,08 2,15 7,30 13,30 1,38 1,36 0,416 0,406 0, 40 0,46 0,004 0,004

1.19: 1 . 20 9, 95 10,1 0 2,00 2,01 10,25 10,40 1, 40 1,20 0,409 0,312 0,40 0,39 0,004 0,005

1.21** 12,58 2,20 6,60 1. 09 0, 370 0, 47 0,008

Таблица 2

пл. Легирующие элементы, мае. 4

N1 Си Мп V С Б

2. 1 2.2 2. 3 3, 90 4,00 3, 80 0, 46 1 , 04 2,00 10,55 10, 40 10,20 1,20 1,20 1,15 0,276 0,281 0,276 0, 45 0,31 0,37 0,005 0,004 0,003

2. 4 2.5 2.6 10, ОО 10,20 10,10 0,45 2,10 9,93 10, 40 9,98 1,19 1,18 1,16 0,274 0,278 0,276 0,42 0,37 0,35 0,005 0, 005 0, 005

2 7 2.8 2. 9 2. 1 0 13, 20 12,90 13,00 13,00 0,42 1,00 1,75 10, 40 10, 40 10, 40 10,50 1,14 1 ,20 1,07 1,19 0,272 0,283 0, 295 0,279 0,41 0,40 0,46 0, 42 0, 004 0,005 0,004 0, ООН

2. И 2. 12 2. 1 3 10,20 10,20 10,1 0 1,80 1,90 1,70 6,97 13,20 17,30 1,20 1,10 1,20 0,273 0, 283 0,280 0,35 0, 47 0,48 0,002 0,004 0,005

2.14* 10,20 1,80 10,20 1,14 0,267 0,40 0,003

») Стали плавок 1.19, 1.20 и 2.14 содержат, соответственно, 0.66,

о. 73 и 0,624 Мо *»)сталь промышленной плавки; содержит 1,1% Мо

Таблица J

Л пл. Легирующие элементы, мае. к

N1 Си Мп V С 3

3.1 10,00 _ 6,14 1,60 0, 407 0,33 0,004

3.2 9,70 - 3, 80 1, 40 0, 410 0, 40 0, 006

3.3 4,10 - 9,70 1, 40 0,407 0,42 0,003

3. 4 6,80 - 9,80 1,50 0, 410 0, 39 0,005

3. 5 6,80 2,20 6,70 1 ,35 0, 404 0,35 0, 005

3. 6 - 2,10 9,50 1,35 0,404 0,34 0,003

3.7 - 4,00 9,90 1,35 0, 396 0,37 0, ООб

концентрацию а-мартенсита (Са) в сталях определяли, используя интенсивности линий и 1(410)Д. Для количественного анализа карбидной фазы проводили электролитическое выделение ее из образцов; расчет количества фазы УС основан на соотношении веса полученных осадков и содержания в них ванадия к весу растворенного металла.

Ферромагнитность деформированных сталей оценивали по отклонению образцов-отвесов в магнитном поле постоянного магнита, замерами на эталонах магнитной проницаемости и по данным рентгеновского фазового анализа. Модуль нормальной упругости определяли путем измерения резонансной частоты поперечных колебаний, возбужденных в образце.

С целью выявления распределения легирующих элементов по границам зерен и в подповерхностных слоях на установке ЬНБ-Ю методом решто-новской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) проводилось послойное исследование поверхностей разрушения образцов, испытанных на вязкость разрушения при -196°С.

Проводили стандартные испытания образцов на растяжение (ГОСТ 1497-84 ) и ударную вязкость (ГОСТ 9450-76), циклическую прочность (ГОСТ 2860-65) и трещиностойкость (на компактных образцах с использованием электромагнитной резонансной установки 1пз1;гоп 1603), измерения твердости и микротвердости. Для исследования влияния структуры на распространение трещин в стали прюмышленной плавки (Л 1.21) проводили ра-'стяжение плоских образцов с надрезом в колонне растрового электронного микроскопа (РЭМ) »ПЗМ с приставками для деформации и записи процэсса.

Коррозионные исследования включали в себя определение величины и стабильности потенциала коррозии стали, испытания на коррозионное растрескивание под напржжением (КРпН), приводившиеся при осевом растяжении образцов в коррозионной среде (3,5% р-р ИаС1) с медленной скорюс-тыо деформирования (е=Ю~в+10-7 с-1), анализ в РЭМ поверхности изломов и рабочей части образцов поелв испытаний.

W глава. Влияние легируюцих элементов на фазовые, магнитные и структурные превращения в старещих аустенитных Mn-Nl-Cu-V-C сталях. Исследовали стабильность аустенита Mn-Ni-Cu-V-C сталей, физические свойства сталей при низких температурах, растворимость карбидов ванадия при нагреве под закалку lin-NI медьсодержащих сталей и особенности структуры Mn-Ni-Cu-(Mo)-V-C сталей после старения. 3.1. Практическая ценность стареющих Mn-Ni-Cu-V-C аустенитных сталей по многом зависит от их способности сохранять при эксплуатации значения магнитной проницаемости, близкие к I, т.е. от стабильности аусте-н игл по отношению к 7—41 марпгенситному превращению при их охлаждении и пластической деформации.

Стали с различным содержанием марганца, никеля, меди и содержанием углерода 0,36-0,41Ж при закалке от П50°С с охлаждением в воде, но п^терпэвали 7—<а-превращения. При выделении в процессе старения (г.;>п°с, 20-40 ч) карбидных частиц стабильность аустенита этих сталей снижалась (в результате обеднения 7-твердого растора углеродом) незначительно, и магнитная проницаемости р не превышала 1,005 Гс/Э).

Введение меди в изученных сплавах, содержащих после перестарива-ния .углерод и ванадий в виде карбидов, стабилизирует 7-фазу и значительно сдвигает на фазовой диаграмме Fe-Ni-Mn границу, разделяющую фазовые области 7 и 7+а, в сторону пониженной концентрации марганца.

Условия (N13KB и критическая степень деформации, е кр), при ко-п.рых сталь с ~о',4ЖС и I,4%V (5ENi=4+I3, %Cu=0+4, ЖМп=7+13 j будет оставаться немагнитной после холодной пластической деформации прокаткой описываются выражением: 5SN1 +• 0,5 %Си + 1,15 %Мп £ 0,16 е^ + 14

Так, условию Екр > 30% удовлетворяют стали, содержащие около 2% меди: 4и| нииод2Ф1,4 и 40Г7Н13Д2Ф1,4,. Дополнительное датирование последней стали молибденом в количестве около 0,7% практически не изменяет стабильности ее аустенита при охлаждении и пластической деформации со степенью обжатия до 40%. Величина приращения Аекр , вызываемого добавкой 1% Си и 1% N1 к стали 40Г10Ф1,4: Аекр равна 3 и 6% соответственно; приращение Аекр при добавке 1% Мл к стали 40Г7Н10Д2Ф составляет "7Х. Установлено также, что состаренные стали, у которых Nia,m > 16 сохраняют аустенитную структуру также и после охлаждения до -196°С.

Температуры начала и конца обратного превращения а' —»7 (а' - мартенсит деформации) при нагреве холоднокатаной стали 40Г10Д2Ф1,4 (е « 5ПТ.) с увеличением содержания N1 от 4 до 13% снижаются на 130-150°С. У сталой 40Г10HI0Д2Ф1,4 и 40ГЮН13Д2Ф1,4, дополнительный кратковременный аустенитизирующий нагрев при температурах 600-650°С после ста-

рения и прокатки со степенью обжатия выше екр не снижает их механических свойств.

3.2. Подобно тому, как это происходит в Сг-Ш, Мп-М и Сг-Мл-М сплавах, в аустените Мп-Ш-Си-У-С сталей при низких температурах идет магнитная перестройка из парамагнитного в антиферромагнигное состоят®, что было показано, в частности, исследованиями модуля нормальной упру-угости Ш-Мп-Си-У-С закаленных от П50°С сталей (пл. 1.1-1.18) в интервале температур от +20 до -180°С.

При 20°С (в парамагнитном состоянии) величина модуля упругости исследованных сталей снижается при увеличении содержания в них марганца, никеля и меди. Медь, (от 0,5 до 2%, в зависимости от содержания никеля в сталях 40Г10Д4Ф) уменьшает модуль Юнга интенсивнее, чем марганец и никель(-6 ГПа на 1% Си), влияние никеля становится сопоставимо с действием меди лишь при его концентрации 13%.

Происходящий при охлаждении (в широком интервале температур, что является особенностью этих сталей) переход аустенига из парамагнитного в антиферромагнитное состояние, сопровождается резким падением модуля Юнга сталей. Величина ДЕ-аномалии и точка Нееля (Тм), рассчитанная по положению пика коэффициента термоупругости зависят от изменения содержания N1, Мп и Си в сталях (по-видимому, из-за увеличения периода кристаллической решетки аустенита, означающего снижение прочности межатомных связей в решетке 7-твердого раствора) следующим образом: N1 существенно уменьшает ДЕ и Ты (~5°С на 1% N1), действие Мп противоположное, сопоставимое по величине (-7° на 1% Мп). Анализ кривых Е=Г(1;) не позволяет однозначно определить влияние марганца на АЕ-аномалию, однако можно полагать, что марганец должен уменьшать магни-тоулругий эффект в медьсодержащих М-Мп-У-С сталях. Си слабо влияет на Ты изученных сталей и более заметно - на величину ДЕ-аномалии.

Снижение содержания углерода в аустените изученных сталей в результате выделения карбидов ванадия при старении повышает у нее модуль нормальной упругости и точку Нееля, что согласуется с известными представлениями о влиянии углерода на эти характеристики. Однако, вместо ожидаемого увеличения магнитоупругого эффекта после старения наблюдается противоположная тенденция.

Исследование Мп-Ш-Си-У-С сталей с содержанием углерода около 0,2% (пл. 2.2, 2.4, 2.7, 2.8, 2.14, табл 2.2) и 0,4% (пл.1.1, 1.2,

1.3, 1.7, 1.17, табл.2.1) после старения, также, как и после закалки, показало, что в области отрицательных температур их аустенит переходит из парамагнитного в анпффромагнитное состояние. Такой переход

сопровождается характерным изменением модуля упругости и коэффициента термоупругости, резким уменьшением температурного коэффициента электросопротивления .

3.3. Установлено, что в сталях типа 40П0Н10Д2Ф растворимость карбидов ванадия при нагреве под закалку может существенно зависеть не только от температуры нагрева, но и от содержания в стали Си,.Мп, N1, С и V. В состав растворяемых при нагреве под закалку карбидов Си, Мп и N1 не входят. Медь, полностью оставаясь в ?-твердом растворе, не изменяет параметр кристаллической решетки карбида УС (-4,14 А).

Аустенит закаленных от II50°С сталей типа 40П0Н10Ф1.4 без меди (пл.1.9) и с 2% Си (пл.1.11) по данным ПЭМ харакюризуотся наличием достаточно массивных двойников отжига и карбидов УС, имеющих округлую форму и размер 0,3-0,7 мкм, расположенных в основном во внутризерен-ронных объемах. Ориентационой связи решеток аустенита и карбидов не выявлено. Было обнаружено несколько частиц УС игольчатой или пластинчатой формы, ранее не наблюдавшейсяся в сталях такого типа.

Дилатометрический анализ предварительно закаленных от Н50°С (2 ч) в воде образцов сталей 40Г10Н10Ф1,4 и 40Г10НЮД2Ф1,4, показывает, что шюдение в сталь меди в количестве ~2% приводит к возрастанию температуры начала растворения карбидов, выделившихся в интервале в50-750°С. При увеличении скорости нагрева от 5 до 50 К/мин процесс растворения карбидов в обоих сталях начинается при более высоких температурах.

Было изучено влияние содержания элементов - карбидообразователой (V, С) а также Си, N1, Мп в сталях типа 27Г10Н10ДФ на изменение размера зерна и растворимость карбидов УС после нагрева до температур 1050, 1100, 1150, 1200°С. При температуре Ю50°С медь практически не изменяет размер зерна (Б) сталей. При повышении температуры нагрева до ПОО°С увеличение содержания меда до 2% задерживает рост зерен, что особенно проявляется на стали с меньшим содержанием никеля. Наиболее заметна роль добавок меди в замедлении роста Б сталей при И50°С. Зависимости Б= и Б= I(ЖСи) для ст. 27П0Д2Ф имеют примерно тот же характер, что и для ст. 27Г10Н13Ф с 0-2% Си. Марганец, повышая растворимость карбидообразующих элементов в аустените оказывает противо положное никелю влияние на Б стали. Наибольший эффект такого воздейст твия марганца проявляется при 1100 и Ы50°С при его содержании > 10%. Поскольку медь и никель повышают температуру диссоциации карбидов УС в 7-твердом растворе, необходимо повышение температуры при нагреве стали под закалку. После нагрева изученных сталей при 1200°С в их структуре остается $0,07 мае.Ж УС и резко возрастает размер зерна (до

300-400 мкм у сталей с 13 и 17% Мп). По данным анализа карбидных осадков, выделенных из сталей 40ГЮН10Ф и 40Г10Щ0Д2Ф после закалки от температур 1200-1050°С также видно, что медь снижает растворимость карбида УС. Экстраполяция этих результатов в область высоких температур показывает, что температура полного растворения карбвдов УС в этих сталях >1300°С. Сочетание высокой растворимости карбидов ванадия при нагреве под закалку при сохранении мелкозернистой аустенитной структуры достигается у изученных Ип-Ш-Си-У-С сталей после закалки от П50°С. После закалки от этой температуры методом ПЭМ изучали особенности структуры вышеуказанных сталей в состаренном состоянии.

3.4. Исследование тонкой структуры сталей 40Г10Ш0Ф и 40Г10Н10Д4Ф в состаренном состоянии (650°С, 10 ч после закалки от Н50°С) выявило ранее не наблюдавшуюся особенность: расположение округлых дисперсных карбидных частиц УС (с1 $60 А, кристаллическая решетка когерентна с матричной: (НО>матр |(110)ус, Ш0]матр |] [Н0]ус) во внутризерен-ных объемах представляет собой объемную сетку из цепочек карбидов, с размером свободных от выделений "ячеек"~500 А. Формирование такой модулированной структуры в стали, по видимому, можно считать полезным для получения у них сочетания высоких значений прочности и пластичности.

Подобная структура наблюдалась и в стали 37Г7Н13Д2МФ после закалки от Н50°С и старения при 650°С. Она имеет параметры: Д = х-й, 1 = у-с1, (х=10,у=3), где Д - диаметр "ячейки", с1 - диаметр частиц УС, 1 - расстояние между карбидами в стенке "ячейки".

В первичных, нерастворившихся при нагреве под закалку, карбидах УС после старения обнаружены признаки атомного упорядочения в решетке. Вокруг этих карбидов имеются, как правило, зоны, свободные от выделэ-ний дисперсной карбидной фазы (ЗСВ) шириной 0,02-0,04 мкм.

Характерная особенность изученных состаренных сталей - образование ЗСВ около границ аустенитных зерен, связанное, как известно, со стоком вакансий и образующих с ними комплексов атомов V и С на границы, где выделяются более крупные, чем матричные, частицы. Измерения симметричных ЗСВ показали, что у стали 40ГЮН10Д4Ф ширина ЗСВ ^ в 1,5 раза меньше чем у стали, не легированной медью (~0,07 и ~0,Н мкм соответственно). Эту разницу в размере ЗСВ можно, вероятно, объяснить с помощью данных исследований методом РФЭС изломов (полученных при -1Э6°С и имевших межзеренный характер разрушения) и шлифов сталей 40П0Ш0Д4Ф и 40ГЮН10Ф, выявивших обогащение медью аустенита по границам зерен, вызывающее перераспределение N1 и Ип в этих участках и повышающее растворимость У и С в аустените.

В результате формирования ЗСВ часто наблюдали потерю стабильности зеренных границ и их миграцию в сторону одного из соседних зерен аустенита, причем ввиду большей ширины ЗСВ большую склонность к дестабилизации и миграции границ имеет сталь, не содержащая добавки Си (40Г10Н1С№); кроме того, в некоторых широких участках ЗСВ этой стали наблюдали большое количество крупных карбидов УС, вытянутых в направлении миграции зеренпой границу, подобных выделениям по механизму прерывистого распада. В ЗСВ стали 40Г10Н10Д4Ф1,4 частицы УС имели сферическую форму. Наличие в структуре изученных сталвй узких, пластичных, способных к релаксации микронапряжений ЗСВ, в которых отсутствуют крупные скопления карбидов, полезно для обеспечения вязкости разрушения.

Исследование тонкой структуры стали 37Г7Н13Д2МФ после закалки' от П50°С и старения 7, 15 и 40 ч при 650°С показало, что с увеличением длительности старения несколько увеличивается ширина приграничных ЗСВ (£Г),ОВ мкм -7 ч, <¡0,085 - 15 ч и $0,10 - 40 ч>, усиливается дестабилизация положения границ зерен и возникают значительные неоднородности локальной ширины ЗСВ, возрастает средний размер карбидов, образующих модулированную структуру: 7 ч -80+10, 15 ч ~90±10, 40ч 100-130 А. С увеличением изотермической выдержки до 15 ч количество выделившихся частиц и их объемная доля возрастают, а после 40 ч при 650°С количество карбидов УС уменьшается в результате их коагуляции и объемная доля таких частиц изменяется незначительно. Кроме размера карбидов эта сталь отличается от сталей 40Г10Н10Ф и 40Г10НЮД2Ф наличием плоских скоплений очень мелких (40-50 А) карбидов вдоль плоскостей (Ш)^. В структуре состаренной стали 37Г7Н13Д2МФ при деформации (е >е),образуются деформационные двойники (старение 7 ч) и мартенсит деформации (40 ч), что в значительной море связано с дестабилизацией аустенита из-за обеднения его углеродом в результате образования при старении карбидов ванадия.

Данные анализа химического состава карбидной фазы, электролитически выделенной из сталей 37Г7Н13Д2МФ, 40П0Н10Ф1,4," 40П0Н10Д2Ф1,4 и 40Г] 0Н10Д2МФ1,4 после закалки от И50°С и старения 5-25 ч при 650°С, показывают, что Си не входит в металлическую часть карбидов на основе УС. Небольшое количество атомов Ре, Ил, N1 и значительная часть Мо входят по типу замещения атомов V в карбид УС. Добавка Си к стали 40Г10Н10Ф уменьшает концентрацию Ре и увеличивает концентрацию N1 и Мп в карбиде УС, дополнительное введение Мо в такую сталь затрудняет замещение атомов V атомами Ре, Мп и N1 в решетке карбида.

Таким образом, результаты проведенных структурных исследований

изученных сталей показали, что легирование стареющих аустонитных Mn-Nl-V-C сталей медью оказывает значительное влияние на их структуру, опрэделяюшую уровень и сочетание показателей прочности и пластичности, коррозионно-механические характеристики стали, поведение при статическом, циклическом и динамическом видах нагружения.

И глава. Прочность и йластичность, коррозионно-механические свойства старещих аустенитных Mn-Nl-Cu-V-C сталей. Эффект твердорас-творного упрочнения аустенита безванадиевых Nl-Mn сталей за счет увеличения содержания как основных легирующих элементов (в том число до 0,51% углерода), так и за счет азота (до 0,1%) весьма незначителен. В то же время, регулируя состав и термическую обработку аустенитных Mn-Nl-V-C сталей можно добиться значительного повышения их прочности. Для оптимизации количества и соотношения легирующих элементов в разрабатываемых Mn-Nl-Cu-V-C сталях и режимов их термической обработки изучали влияние содержания Cu, N1, Мп, V и Мо на механические свойст-ства стали после закалки от 1100, 1150, 1200°С и старения при температурах от 500 до 700°С, длительностью до 30 ч.

4.1. Влияние легирующих элементов на механические свойства сталей.

Повышение концентрации ванадия от 0,5 до 1,4 в сталях с различным содержанием марганца и никеля, и молибдена в сталях типа Г10Н10Ф от 0 до 4%, при постоянном содержании углорода (0,3-0,4%) приводит к значительному повышению прочности этих сталей; (на добавку 0,5% Мо приходится прирост оо2 « 50 МПа). Это упрочнение обусловлено увеличением объемной доли (т.к. атомы Мо входят в состав карбидов) выделяющихся частиц V(Mo)C. (Следует отметить благоприятные с практической точки зрения сочетания прочности и пластичности, полученные на сталях 37Г7Н13Д2МФ с 1,1 % Мо и 40Г10Н10Д2МФ1,4 с -0,7% Мо. Так, последняя при ао 2=890 МПа и ав= 1050 МПа имеет достаточно высокую пластичность и ударную вязкость: Ö=2I%, KCV= 0,95 МД'-к/м2). Увеличение концентрации никеля и марганца в сталях с нестабильным аустенитом, уменьшая количество мартенсита деформации, повышает пластичность и ударную вязкость сталей.

Наибольший интерес представляло исследование влияния легирования медью на свойства Mn-Nl-V-C сталей. Добавка меди в количестве 0,01-4% к сталям 30Г10Н10Ф0,5 и 40ГЮН1СШ,4 после закалки от 1150°С и старения 10 ч при 650°С приводит к тем большему росту предела текучести, чем .выше содержание карбидной фазы VC в стали. Значения ö и ф при повышении содержания меди снижаются весьма слабо, снижение KCV также

нгчуглико: для стали 40П0Н10Ф1.4 укэ при 2% Си реализуется ао 2>800 МПа при б = 20-30 % и KCV и I МДк/м2.

Исслодование изменения прочности и вязкости сталей типа 40Г10Ф1,4 при варьировании в них содержания меди (0,01-435) и никеля (4-13%), (iui.I.I-I.IG) посла закалки от 1100 и 1200°С показало, что аустениг сталей, содержащих ~ 4% N1 (пл.1.1 - 1.3) характеризуется после 10 ч стлрония при 650°С относительным удлинением не Солее 20 и 10% соответственно), в то время как у сталей пл. I.4-1.16 даже в наиболее упрочненном состоянии величины относительного сужения поперечного сечения и относительного удлинения превышали 35 и 20% соответственно. Закалка от IТОО0С не обеспечивает значений оо2>800 МПа после старения, из-за нодостаточной степени растворения карбидов VC при этой температуре и, соответствонно, слабого пересыщения 7-твердого раствора углеродом и ианадиом при нагреве до 650°С. Прочностные характеристики состаренных сталой с 7 и 10% N1, предварительно закаленных от П50°С, практически совпадают; влияние меди проявляется, в основном, в близкой к линейной зависимости повышения предела текучести сталей (Дао 2» 150 МПа на 1% ('и) от концентрации меди, при слабом снижении пластичности. В случае закалки перед старением от 1200°С у стали 40Г10Н10Ф1,4 прирост прочности при легировании медью ниже, чем у стали 40Г10Н7Ф1,4 (имеющей прирост о02= 400 МПа при добавке 4% Си), но за счет более высокого исходного (без меди) уровня прочностных свойств при легировании период стали 2% Си реализуются более высокие показатели прочности: оо = 1Г№ МПа, ов = 1330 МПа при б = 10% и ф = 21%.

.Уволиченио содержания мэди в изученных сталях уменьшает Ao=ob-<jo по закону, близкому к линейному, а рост концентрации никеля смещает прямые зависимости Аст = 1(% Си) в сторону меньших значений Аа. Поскольку оценка изменения величины Да при изменении концентрации Си и N1 на 1% показала, что эффективность воздействия меди на До примерно в два раза выше, чем никеля, были рассмотрены характеристики механического поведения изученных сталей как функция параметра %Cu+0,5%Nl (при % Мп.У.С * const). После закалки от температур 1100, 1150 и 1200°С и старения при 650°С, по мере увеличения длительности старения от 5 др ?,Ъ часов, при увеличении %Cu+0,5%Nl наблюдали уменьшение Да, сопровождающееся повышением величин ов и ао2. Так, после закалки от Н50°С и старения 5 и 10 ч при возрастании %Cu+0,5%Ni от 3 до 9 величина Да снижается, соответственно, на 370 и 310 МПа. Вероятно, эффект изменения Ао при возрастании прочности, проявляющийся на стадии однородного удлинения испытываемых на растяжение образцов обусловлен, прежде все-

го, совместным или раздельным действием двух факторов: а) воздействием Си и N1 на формирование в структуре стали дисперсных частиц карбида УС, их количество и размеры; б) воздействием никеля и меди на энергию дефектов упаковки.

Эффективность упрочнения стали при дисперсионном твердении зависит от количества и соотношения между объемной долей крупных, нераст-ворившихся при нагреве под закалку карбидов УС и дисперсных, выделившихся при старении частиц УС, поэтому, тот факт, что после закалки от 1100-12.\~С и старения 10 ч при 650°С сталь 40Г10Н10Д2Ф1,4 (пл. 1.11) имеет более высокую прочность, чем та же сталь, не содержащая меди (пл.1.9), можно, очевидно, объяснить таким образом. Медь, снижая растворимость углерода в аустените и повышая его термодинамическую активность, увеличивает степень пересыщения т-твердого раствора углеродом при температурах старения, что приводит к выделению большего количества дисперсных карбидов ванадия.

Сделанное предположение о влиянии меди на выделение карбидов УС при старении подтверждается также сравнением результатов механических испытаний образцов сталей 40Г10Н10Ф1.4 и 40Г10Н10Д201,4 после закалки от И50°С и старения 5-25 ч при 650°С и результатов исследования изменения количества карбида УС (мас.%) в зависимости от времени старо-рения при 650°С стали типа 30Т101П0Ф1,4 содержащей 0,1, 2,2 и 4,8% Си. Разница между этими сталями в значениях прочности и ударной вязкости сохраняется после старения 5 и 10 ч, а при длительности старения 25 ч различия в этих свойствах для двух сталей практически отсутствуют, видимо потому, что уже выделилось максимальное количество фазы УС и процесс выделения карбидов практически закончился. Анализ влияния %Си+0,5!Ш на ударную вязкость сталей (КСУ) пл. 1.1-1.16 после старения 5-25 ч при 650°С выявил снижение КСУ после старения в течение 5 и 10 ч, при увеличении этого параметра. Поскольку у старо-ющих аустенитных сталей, упрочняемых карбидами УС, уровень ударной вязкости зависит превде всего от объемной доли этого карбида, наложение при (%Си+0,5ЖШ)>6 полос разброса опытных данных после 10 и 25 ч старения можно трактовать как результат равенства содержания карбвда УС. Независимость уровня КСУ от ЖСи+0,5Ж N1 после 25 ч старения свидетельствует о том, что эта выдержка при 650°С обеспечила окончание процесса выделения карбида УС из 7-твердого раствора.

Зная предельное количество УС в этих сталях (1,61-1.71 масЖ, в зависимости от %7), соответствующее минимуму КСУ, граничные условия изменения КСУ при старении и принимая, что КСУ ~ I/ ЖУС, для сталей

и. тапок 1.9 и I.И построена зависимость KCV от содержания карбида VC. Линейный характер этой зависимости указывает на отсутствие заметного влияния моди, растворенной в аустениге (по крайней мере до 2,05%), на ударную вязкость стали, сохраняющей стабильную аустенигную структуру, и на определяющее уровень этого свойства значение объемной доли фазы vc,. Следовательно, понижение, с увеличением содержания Си уровня ударной вязкости стали изученных составов посла одних и тех же условий термической обработки обусловлено воздействием Си как элемента, интенсифицирующего процесс карбидообразования и увеличивающего вследствие этого объемную долю карбида VC в структуре стали.

Результаты карбидного анализа стали 30Г10Н10Ф1,4 подгвервдают, что скорость выделения VC при старении зависит от содержания меди в стали. Очевидно, что у сталей с более высоким содержанием V и С, для которых степень пересыщения аустенита этими элементами после закалки выше, скорость карбидообразования также будет выше.

Приведенные результаты дают основание заключить, что легирование медью оказывает влияние на комплекс механических свойств аустенитных стареющих сталей вследствие интенсификации дисперсионного твердения. Аналогичное, но более слабое (в два раза) действие на изменение прочности, пластичности и вязкости аустенитных сталей в процессе старения .оказывает и никель.

С целью оцэнки воздействия на механическое поведение исследованных сталей меди и никеля как элементов, входящих в 7-твердый раствор, после разных режимов термической обработки был проведен анализ величин кпэффициэнтов упрочнения сталей (К.У.), относящихся к стадиям однородной и сосредоточенной деформации. Он показал, что на стадии однородной деформации К.У. практически не зависят от содержания N1 и Си в стали со структурой стабильного аустенита, тогда как на стадии образования шейки увеличение концентрации в стали N1 и Си приводит к снижению к.У. Поскольку на стадии сосредоточенной деформации возрастает рель поперечного скольжения дислокаций, полученную закономерность можно оценить как результат увеличения энергии дефектов упаковки в аус-a.vстоните с ростом содержания в стали как никеля, так и меди.

Для сталей, имеющих после закалки от И00-1150°С и старения 5-25 ч при В50°С оо2? 800 МПа были исследованы зависимости между оог, Ф, K('V и параметром SK- о^ (SK - истинное напряжение в момент разрыва), характеризующим способность стали работать в условиях локализации процесса пластического течения, например, при наличии концентраторов напряжений в высоконагруженных конструкциях. Получение сочетания у изу-

юнных сталей значений 800 МПа и КСи £ 0,8 МДж/м2, необходимого

ия изготовления ряда высоконагруженных изделий новой техники, обесточивается при выполнении следующих условий: 5К- > 900 МПа, ф > 37%. Соотнесение этих условий с ранее полученными данными показывает, гго температура нагрева под закалку И50°С и старения 650°С, при вы-толнении условия (%Си + 0,5 7,5, являются оптимальными для реа-

лизации указанных характеристик у исследованных сталей. Наилучшими сочетаниями механических свойств обладают после закалки от П50°С и старения при 650°С в течение 10 ч сталь 37Г7Н13Д2МФ и стали типа 40Г10Н10Ф1,4 с 2- 4% Си «то 2 830-860 МПа; б 27-26 %; Ф 60%; КСУ- 1,0 л 0,95 МДк/м2; 5К- ав 1080-'1020 МПа (плЛЛГи 1.12).

Проведенный анализ механических свойств сталей после старения различной продолжительности при 650°С позволил считать, что лучшие сочетания свойств достигаются после 10 ч выдержки. Дополнительный эксперимент на стали 30Г10Н10Д4Ф (варьирование температуры 10 ч старения) показывая, что максимум прочностных свойств достигается послэ старения при 650°С, подтверждает правильность выбора режима старения.

Таким образом, результаты проведанных исследований показали, что наибольший прирост прочности при старении, при сохранении повышенной пластичности, имеют немагнитные стали 40Г(7-Ю)Н(13-Ю)(М)Ф1,4, легированные 2% Си, после закалки от П50°С и старения при 650°С, 10 ч.

4.2. Было проведено исследование коррозионно-механических свойств Ш-Мп-Си-У-С сталей в водном 3,5% растворе ЫаС1.

Эксперименты по определению электрохимического потенциала коррозии (Е ) Л1-Мп-Си-У-С сталей показали, что их Е имеет тот же

корр. * корр.

знак и величину (-350-400 мВ), что и Екррр у низколегированных перлитных сталей, используемых в ряде конструкций, работающих в морской воде. При длительных (I мес.) испытаниях было установлено, что Е Ш-Мп-Си-У-С сталей не изменяется с течением времени, т.е. стабилен.

Оценка влияния соотношения основных легирующих элементов, а тагана добавок 31, А1, Мо на величину потенциала коррозии М-Мп-Си-У-С сталэй показала, что увеличение содержания в стали ГЮН10Д2 ванадия с 0,5 до 1,1%, при наличии в ее составе 0,3% Сг и 0,7% Мо повышает Екорр с -395 до -310 мВ. Для стали 37Г7Н13Д2Ф в зависимости от содержания 51, А1, и Мо Е изменяется от -260 до -200 мВ.

корр. "

Другим важным фактором, помимо потенциала Е р , является стойкость к коррозионному растрескиванию под напряжением (КРпН) в этой среде. В данной работе количественными критериями оценки стойкости к КРпН служили отношения прочностных и пластических свойств при растя-

жонии в коррозионной среда (3,5% растворе ЫаС1) и на воздухе:

Сравнение стойкости к КРпН сталей типа ГЮН10Д2 с содержанием ванадия I и 1,4% и углерода.О,27 и 0,4% показывает, что лучшие значения параметров Н, А, и ф имеет сталь 27ГЮНЮД2МФ. Это вызвано, очевидно, сниженном содержания в стали элементов- карбидообразователвй, и, соответственно, упрочняющей карбидной фазы.

Влияние других легирующих элементов -Си, Мо, N1- на сопротивление КРпН закаленных от Н50°С в воду и состаренных при 650°С в течение 10 ч сталей типа 40ГЮШШ в значительной мере связано с их ролью в стабилизации аустенита и влиянием на выделение карбидов. Так, повышение в стали 40Г10Н7Ф1,4 содержания меди от 0,5 до 2% улучшает пластичность этой стали при растяжении в 3,5% растворе КаС1. Следует отметить, что ряд экспериментов показал заметное положительное влияние легирования медью и молибденом на повышение стойкости Ип-Ш-У-С сталей против обшей коррозии.

Влияние на стойкость к КРпН темпвратуры нагрева под закалку (ТНЗ) и температуры старения, скорости закалки и охлаждения после старения определяли на стали 25Г10Н10Д4Ф0,5, длительности старения - на стали 27Г10Ш0Д2МФ.

Изменение ТНЗ заметным образом влияет на стойкость стали в состаренном (650°С) состоянии к КРпН, поскольку при одинаковом режиме старения изменяется степень пересыщения твердого раствора углеродом и ванадием. Оптимальными являются ТНЗ 1100-Н50°С.

Сравнение результатов испытаний на КРпН в 3,5% растворе Ь'аС1 и растджения на воздухе образцов стали 25ГЮНЮД4Ф0,5 после закалки от 1150 С и старения в течение 10 ч при температурах от 600 до 750 С показывает, что значения Н и А, наиболее близкие к I, достигаются после старония при 625650°С. При температурах свыше 650°С резко ускоряется зарождение и рост карбидов УС на некогерентных границах двойников и границах зерен, и за короткий срок выдержки наступает фаза коагуляции. Результатом этого являются процессы коррозионного растр, с ¡сива-ния, начинающиеся с таких участков, снижение Н и А.

Снижение скорости охлаждения (в воде—» на воздухе) после высокотемпературного нагрева приводит к снижению прочностных и пластических характеристик стали 25ГЮН10Д4ФО,5 (старение одинаковое, 650°С, 10ч), что, связано с тем, что часть карбидов УС успевает выделиться по типу негомогенного зарождения и вырасти до достаточно крупных размеров.

Ото ухудшает структуру металла и снижает эффективность последующего старония как упрочняющего процесса. Последовательное снижение скорости охлаждения после старения стали (в воде —» на воздухе —» с течью) также вызывает снижение прочности и пластичности стали при растяжении в коррозионной среде.

Для стали 27Г10Н10Д2МФ, с 0,7% Мо, посла закалки от П50°С (I ч, охл.в воде) и старения О, 5, 10 и 30 ч определяли оптимальное с точки зрения сопротивляемости КРпН время выдержки при 650°С. Для образцов, состаретшх в течение 10 ч, наблюдается наилучшее совпадение механических характеристик после испытаний в обеих средах (Н=0,94; Д=0,97, ф-1,12 - при ё~10"7с"*). Изучение поверхности рабочей части образцов после испытаний в растворе ИаС1 показывает, что после этой временной выдержки сталь практически не повреждена коррозией. Очевидно, при данной длительности старения достигается такая плотность выделений кацЗидной фазы, которая обеспечивает оптимальное сочетание высокой прочности и пластичности стали, ее более высокую сопротивляемость КРпН по сравнению с закаленным состоянием; обработка старением снима-от также внутренние напряжения, возникающие на предыдущих стадиях подготовки материала и способные внести заметный вклад в КРпН.

Выделение значительного количества упрочняющей фазы нежелательно с точки зрения стойкости к КРпН (старение 30 ч). Сравнение результатов испытаний на растяжение на воздухе и в коррозионной среде стали 37Г7Н13Д2МФ показывает: что если на воздухе ов=830 МПа, 6=16%, Н и А р.апны соответственно 0,92 и 0,91; выделение карбидной фазы в количество, приводящем к значениям ов=Н20 МПа и 6=9%, снижает А до 0,64.

Совокупность экспериментальных данных свидетельствует, что для одной и той же стали стойкость к КРпН зависит от сформирюванной термообработкой структуры и определяемых ею прочностных и пластических характеристик. Анализ соотношеня параметра (Н+А) с прочностью и пластичностью на воздухе сталей 25П0Н10Д2Ф0,5 и 27Г10Н10Д2МФ после разных термических обработок дзет основание считать, что наилучшее поведение при коррозионных испытаниях проявляют образцу стали, имеющей после растяжения на воздухе значения ов= 800-900 МПа и б = 20-40%.

Наконец, к числу значимых факторов относятся чистота обработки поверхности, чистота металла по примесям, образующим крупные включения.

У глава. Исследование свойств стали опытно-промышленной плавки

Для опытно-промышленного опробования новой группы сталей была выбрана немагнитная сталь 37Г7ЩЗД2МФ, позволяющая получать, как отмочено в разделе 4.1, благоприятные с практической точки зрения соче-

тания предела прочности и относительного удлинения и сужения, имеющая наименьшее содержание марганца. Исследовали влияние параметров термической обработки (температура нагрева под закалку, длительность старения) на циклическую прочность, циклическую и статическую трещино-стойкость этой стали. (Критерии циклической трещиностойкости определяли путем построения кинетических диаграмм усталостного разрушения (КДУР)). Полученные критерии трещиностойкости совместно с данными механических испытаний и структурных исследований использовали для оптимизации режима термической обработки этой стали. Помимо этих исследований, опытно-промышленному опробованию этой стали предшествовала оценка ее физико-технологических характеристик. 5.1. Влияние термической обработки на циклическую прочность и трещи-ностойкость стали 37Г7Н14Д2МФ.

5.1.1.Степень влияния дисперсных частиц, выделяющихся в процессе старения и препятствующими росту усталостной трещины, на распространение трещин существенно зависит от размеров частиц и их объемной доли, которые можно регулировать, изменяя режимы термической обработки стали.

Анализ кривых Велера, данных фрактографии разрушенных образцов стали 37Г7ШЗД2МФ послв закалки от П50°С и старения 0,7,15 и 40 ч при 650°С с использованием информации о тонкой структуре, размерах и объемной доле выделяющихся при старении частиц показал, что для достижения максимальной величины циклической прочности стали по сравнению с максимальной величиной статической прочности необходима меньшая длительность старения (650°С, 10 ч), обеспечивающая формирование структуры с меньшим размером частиц УС (табл.4) и малым межчастичным расстоянием, затрудняющей развитие локальной пластической деформации, необходимой для зарождения и роста усталостной трещины.

Таблица 4

Влияние длительности старения при 650°С на ао.2*ф' °-Убо.«» йус А и ГУС ста-ли 37Г7ШЗД2МФ

Время старения, ч ст -1 а О , 2 11 , А ус' Гус, мае. \

0 270 17710 1,07 _ _

7 350 40500 0, 47 <80 0,74

10 470 36100 0,52 80 0,90

15 400 32300 0, 42 90 1,10

40 390 41610 0, 46 120 1,10

5.1.2. Циклическую трещиностойкость стали 37Г7Н13деМФ изучали после следующих термических обработок: старение 7 ч при 650°С после ковки, после закалки от 1250°С, и старения О, 7, 13 и 40 ч при 650°С после

закалки от 1150°С. Полученные КДУР показывают, что закономерности роста трещины находятся в зависимости от термической обработки и того, на какой стадии роста трещины находится материал.

На стадии страгивания исходной трещины (или начала развития трещины от дефекта) а также стадии стабильного роста трещины следует отдать предпочтение пластичной, с мелкозернистой структурой и дисперсными ($ 80А) частицами УС стали после закалки от Н50°С и старения 7 ч при 650°С. Повышение температуры нагрева под закалку от 1150 до 1250°С приводит к образованию крупнозернистой структуры и, также как и при увеличении длительности старения от 7 до 40 ч, к большим размерам выделившихся частиц УС, и вызывает тем самым снижение сопротивления зарождению усталостной трещины и ее распространению на стадии ее медленного развития. При повышенных скоростях усталостной трещины (>7 10"эмм/цикл) сопротивление развитию трещины у сталей с различной величиной аустенитного зерна (после закалки от 1150 и 1250°С и старения при 650°С, 7 ч) примерно одинаково, несмотря на несколько больший размер частиц у закаленной от 1250°С стали.

5.1.3. Результаты исследований статической трещиностойкости стали 37Г7Н13Д2МФ после закалки от Н50°С и старения при 650°С в течение 7-20 ч при испытаниях образцов с надрезом на растяжение в камере РЭМ согласуются с результатами исследований циклической трещиностойкости этой стали в плане общих закономерностей распространения трещины и выбора оптимального, с точки зрения сопротивления распространению трещины, структурного состояния, которое позволило бы также иметь достаточно высокую механическую прочность. Такую структуру сталь имеет после закалки от 1150°С и старения при 650°С в течение 7-10 ч. 5.2. Были изучены физико-механические свойства стали 37Г7Н13Д2МФ (промышленная плавка), такие как магнитная проницаемость (|1), модуль нормальной упругости (Е), коэффициент линейного расширения (а), теплопроводность (\) и электропроводность (ж), горячая пластичность, стабильность аустенига при охлаждении. (Последняя достаточно высока: аустениг недеформированной стали не испытывает мартенситного превращения при охлаждении до криогенных температур, при холодной пластической деформации превращение 7—чг начинается при = 38%).

Комплекс исследований завершился опытно-промышленным опробованием: новые стареющие аустенитные Ип-Ы1-Си-У-(Мо)-С стали с пределом текучести более 800 МПа при величине относительного удлинения б не менее 20% получили в процэссе опытного опробования, проведенного ЦНИИ КМ "Прометей" на ПСГИжорский завод" марку АН-3. Входящая в эту группу

сталь 25П0Н10Д2МФ, обладающая хорошей коррозионно-механической прочностью и Е =-310 мВ включена в план освоения на этом заводе опыт-

корр

ной технологии производства листового проката. Другая сталь этой марки, 40Г7Н13Д2МФ, успешно прошла ОП-опробование на ПО "Шорский завод", "Коми-нефть" и "Ноябрьскнефтегазпром" как материал для корпусных труб телеметрических систем буровых установок для добычи нефти методом на клонно-направленного бурения. (Использование таких труб позволит снизить затраты на ориентирование и исправление траектории ствола скважины при бурении, повысить производительность работ). Оформлены технические условия на поставку опытной партии заготовок труб в 196 мм. Новая сталь технологична, хорошо поддается сварке и обработке резанием. Трубы, полученные из этой стали, полностью отвечают требованиям, . предъявляемым к ним заказчиком (а >750 МПа, б >20%, КСУ>0,7 МДж/м2).

Автор выражает свою глубокую признательность сотрудникам ЦНИИ КМ "Прометей" академику РИА О.Г.Соколову, к.т.н. А.Я.Голубеву, Л.В.Люшенко, Е.Р.Гутману за постоянную помощь и сотрудничество в проведении экспериментов.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Впервые изучены закономерности влияния легирования и термической обработки на стабильность аустенита по отношению к 7 —чх' превращению, процессы растворения при закалке и выделения при старении карбидов УС, на физические свойства при низких температурах, механические, коррозионные, технологические свойства медьсодержащих диспер-сионнотвордеющих Мп-М-У-С - сталей, что позволило осуществить оптимизацию химического состава и режимов термической обработки сталей для высоконагруженных немагнитных изделий.

2. Показано, что введение меди в количестве 1-4% в стали, содержащие -0,4% С и 1,4% V, до Ю- 15% N1 и Мл, расширяет область существования 7-фазы, сужает двухфазную 7+а-область и сдвигает ее в сторону меньших содержаний Мп, повышает стабильность аустенита этих сталей к мартенмитному превращению 7—»а' при холодной пластической деформации.

3. N1 и критическая степень пластической деформации прокаткой при 20°С, до которой исследованные стали остаются немагнитными, связаны соотношением: % N1 +0,5 Си + 1,15 Мп > 0,16 е + 14. Увеличение

содержания N1 от 4 до 13% в сталях 40Г10Д2Ф вызывает снижение температур начала и конца обратного превращения М^—♦ 7 на 130-150°, что позволяет при темпэратурах старения осуществить превращение а' —»7.

4. Легирование стали 27Г7Ш0Ф медью до 2% и никелэм до 13% снижает растворимость карбидов УС в аустените и повышает темиэратурный интервал диссоциации карбида УС.

5. В результате изучения влияния температуры нагрева под закалку на состояние карбидной фазы УС и рост зерна аустенита показано, что растворение карбида УС при сохранении мелкозернистой структуры у исследованных медьсодержащих сталей с 0,25-0,40%С и 1,1-1,4% V имеет место при 1050-Н50°С; Наилучшее сочетание прочности и вязкости достигается при старении после закалки от И50°С.

6. Изучены особенности формирования структуры медьсодержащих Ип-М-У-С сталей при дисперсионном твердении. Дисперсные карбида ванадия, выделившиеся в структуре сталей типа 40Г10Н10(Д2М)Ф после старения при 650°С образуют трехмерную модулированную в пределах зерна аустенита структуру.

7. В изученных сталях медь не входит в состав карбидов ванадия и не образует собственных выделений типа е-фазы, характерных для стали Х17Н4Д4.

8. Установлены закономерности влияния Си и других легирующих элементов на механические свойства Ип-Ш-Си-У-С сталей. Легирование этих сталей медью приводит к повышению прочности сталей при незначительном снижении пластичности и ударной вязкости, за счет интенсификации процесса выделэния карбидов УС при старении.

9. Исследование коррозионно-механических свойств Ш-Ип-Си-У-С сталей показало, что изученные стали имеют стабильный во времени отрицательный электрохимический потенциал коррозии, близкий по величине к потенциалу коррозии низколегированных перлитных сталей. Изучено влияние содержания У и С в стали на КРпН. Стали типа 25ГЮНЮД2(М)Ф после закалки от 1100-П50°С в воду и старения -10 ч при 625-650°С обладают высокой прочностью, пластичностью и повышенной стойкостью к КРпН. Для указанных сталей максимальная стойкость к КРпН в 3,5% растворе N801 достигается, если-при испытаниях на воздухе она обладает ав= 800-900 МПа и в = 20-40%. Дальнейшее повышение прочности ухудшает стойкость к КРпН.

10. Максимальную циклическую прочность (420-470 МПа), циклическую и статическую трещиностойкость стали исследованного типа обеспечивает 7-10ч нагрев при 650°С после закалки от П50°С.

II. На основании установленных закономерностей формирования стру кггуры в зависимости от легирования и термической обработки и ее влияния на комплекс свойств стареющих Ni-lin-Cu-V-C сталей разработана новая марка стали АН-3 (40ГЮН10Д2Ф), перспективная для изготовления листового проката и службы в сварных соединениях с перлитными сталями, опробованная для производства высокопрочных немагнитных труб нефтяного сортамента.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах;

I. Костина М.В. Влияние меди на структуру и механические свойства ста-рошцих немагнитных NI-Mn-Cu-V-C сталей.Тезисы докладов на У Всесоюзном совещании "Структура и свойства немагнитных сталей",Свердловск, Ш 1991. Л.данных O.A., Блинов В.М., Костина М.В. О влиянии меди и никеля на прочностьи вязкость стареющих Ni-lin-Cu-V-C сталей. Металлы, 1993, Jt I

3. A.c. » 1593268 от 15 X 1990. Аустенитная нержавеющая сталь. Иванов Л.П., Демина Е.В., Прусакова М.Д., Люблинский И.Е, Евтихин В.А., Косу-xvra Л.Я., Вергков A.B., Костина М.В.

4. Патент России."Немагнитная сталь". Соколов О.Г.,Банных O.A., Горы-пит1 И.В., Лякишев Н.П., Голубев А.Я..Блинов В.М., Люшенко Л.В,. Костина М.В., Соколов Б.В., Гутман Е.Р. (Положит, реш. от 16.01.92. по заявке Jf 4939945/02/ 044518 от 28.05.91).

5. Папных O.A. Соколов О.Г., Блинов В.М., Костина М.В. Немагнитная высокопрочная коррозионностойкая Mn-Nl-Cu-V-C сталь. Сборник "Фундаментальные науки - народному хозяйству" (в печати).