автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структура и механические свойства высокоазотистых сталей, подвергнутых деформационному упрочнению и дисперсионному твердению

<0$!СГ1ГГУГ Й'ЛЙИ ПРОЧНОСТИ И МАТЕРЛШВВДЗЙЯ ' ч\1х\ СЕТСХОГО ОТДйШМЯ ?/н

г4 1

На правах рукописи

ДУБОВИК Наталья Архадьегна

СТРУКТУРА И ИЕХАШЧЕШЕ СВОЙСТВА РДССКОЛЗОШСГНХ СГЫЕй. ПОДВЕРГНУТЫХ даГЗРЬМЩОШОИУ УНРС)ЧШШЗ И &С1ЕРЫС1Ш!У ТВЕРДЕШО

05.Ic.0I - металловедение и термическая обработка кетазяоз

Автореферат

диссертации на соискание ученей степени кандидата технически наук

у.Томск - 1994

Работа выполнена & Институте физики прочности и материаловедения СО РАН.

Научные ругоцодитеаи

Официальные оппоненты -

Ведущая ортагкзацжг •

доктор физико-иатематачоских наук, профессор Л.Б.Зузв, доктор технических наух, профессор | В.Ф.Суховаров!

доктор физико-математических наук, Н.И.Афанасьев,

кандидат физико-математических наук, Л.Л.ТбШтякоБа

Сибирский физико-технический институт ш, В.Д.Кузнецова

' Занята состоится "/5"" хд94 г, в ^ ч50ш\\.

на заседании специализированного согета Д 003.61,01 при Институте физики прочности в материаловедения СО РАН по адресу: 634048, г.Тоиск, пр.Акг¥шккдескЕй, 2Д.

С диссертах^ей кожи» саааа;оиигься е библиотеке Института. Автореферат разослав " 5 1994 Гг

Отзывы на автореферат, заверенные гербовой печатью организации, просим присылать в 2-х экземплярах на адрес Института.

Ученый секретарь спецсовета, доктор флз.-мат.наук

/

Е.В.Чулков

ОБЩАЯ Х/РЖЕШ1СВ1КЛ РАБОТЫ

Актуальность теш исследования. Создание писокоазоткстнх сталей было связано с необходимость?) получения десгвги: безнкке-декгг аналогов гргдпцгюншм коррсзаснностойжм сталям типа Х1ЕНЮ и Х18Н1СГ. Зта задача била успешно решена, за счет легирования азотом к с л с з о -хр со -м а рг а I! це в о г о аустзкита. Такие стали гтвлг.г.тся терагчееки иеусгсйчившги, я при нагреве в аустенктной матрица образуется частицн нигридной фазы. В отом случае формируется структура, сссто.сдая з:з аязкой аусгенитной матрицы, уп-роженксй дисперсньми частицш.п1 нитридов. В зависимости от сис-ге'ш легирования, рэгкиов тер-лгческой и термо-кеханической обработок фсршзуэтся разкь» структурам состояния, определявшие поютсхс мех^лнчзскгсс свойств. Пр» создания пгсояепрочньзс спла-203, преляазначэкявх для эксплуатации вря низких и о&яшх 'ген-поратурах, используется "ось арсенал мэтодов упрочнения: дэфор-кгционнсз упрочнение, мартснсптное прзиргзегаз« терномохаш'чес-кг.л обработка, тг.ердорастворнсг упрочнение легирующими эяемзита-¡■п заиезэккя к внедрения и дисперсионное твердение, возникающее -благодаря распаду перейденных твердых растворов в процессе старения. КалдкЯ кз способов имеет свои пре^-у^ества к недостатки. Ргдионаяьно вкбрзннпз кетода упрочнения яоззаляот достигнуть оптимальное сочетание високсЯ прочности с достаточной пластичностью. Актуальность работу обусловлена те:.;,' что на основе знаний, пслучзнкьсх пои исследовании структуры и .механически свойств стадзй Х17АГ18 и Х17АГ165, мстао рекомендовать определенные ре-

термической к термомеханической обработок для получения требуемых эксплуатационных качеств изделий машиностроения, приборостроения, химической промышленности и т.д. Проведенное исследование позволяет расширить область применения азотистых сталей, используя не только кг вы"окув коррозионную стойкость, но и прочностные характеристики, получаемые вследствие различных способов упрочнения.

Дел ь кз -работы является изучение структуры и свойств вьгсозеазоткстьзс сталей ХГ''АГ18 и Х17АГ1&2, подвергающихся различна реззялаи термической и механикотерлической обработок, а тагагэ посла холодной прокатки для разработки режимов тер-мсмеханическсй обработки, позволяющих использовать эффекты де-

форшцчонного упрочнения к дисперсионного ТЕсрдекил г гысоко-азоткстьгх сталях аустенитного класса.

Научная новизна полученных б насто.-^ей диссертационной работе результатов заключается б следуете:/.

Впервые на высокоазотистых сталях Х17.4Г13 и Х1?ЛЛБ5 исследована эволюция дислокационной структуры з лвул марках стало?., деформированных прокаткой со степенями обратил С =0*96^.

Определены зависимости механических свойств шсокоизотпетых сталей от режима деформационного упрощения.

Исследованы особенности реяристаллкззц-.м к кинетики д'--;с-персионного твердения.

Установлены зависжюсягя механических свойств от тыпзерату-рк, времени старения в степени Предварительной деформации. -

Получены зависимости, сзязывЕЖЦие парапетры ионного азотирования со свойствами поверхностного слоя (микротвердость, толщина), а такке влияние степени деформация на толщину.« свойства поверхностного азотированного слоя.

Практическая ценность. Использование холодной прокатки в качестве упрочняющей обработки, а такде с'целы) формирования различных диеперсноупрочненных структур- позволяет значительно расамрить область применения высскоаоотисткх сталей для использования их в качестве высокопрочных конструкционных сталей,применяемых, для изготовления различных: изделий. Яозышенное содержание хрома в них обеспечивает более высокий уровень коррозионной стойкости по сравнению с общеизвестными конструкционными материалами,' предназначенными для глубокой высадки из тонкого листа. Формирование поверхностного азотированного слоя позволяет дополнительно упрочнить поверхность изделия и повысить его эксплуатационные характеристики.

На "зааиту выносятся следующие положения:

1. Обоснование режимов деформационного упрочнения для повышения комплекса механических свойств аустенитных сталей с азотом.

2. Выбор режимов упрочнения дисперсионным твердением на основе структурных исследований кинетики образования упрочняющей фазы.

3. Совокупность экспериментальных данных о дислокационных структурах, формирующихся при деформации аустенитных высокоазотистых сталей.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы докладывались на I Всесоюзной конференция по высокоазо-тисткм сталям, Киев, 1990 г.; 1У Всесоюзной симпозиуме '"Стали и сплавы криогенной техники", Батуми, 1930 г.; ¡Научно-технической конференции "Интеркристаялигная хрупкость сталей и сплавов", Ижевск, 1989 г.; Л Всесоюзной конференции по высокоазотистым сталям, Киев, 1992 г.; Научно-технической конференция "Совершенствование существующих и создание новкх ресурсосберегающих технологий и оборудования в малиностроеякя, сварочном производстве и строительстве", Могилев, 1991 г.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ.

Структура и объем работы, диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения. Работа содержит 1Л страницу машинописного текста, 4о рисунков, 4 таблицы и I приложение. Список цитируемой литературы вклйчает 89 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РЖГШ

Во введении обосновывается актуальность и новизна работы, указывается цель исследования, научная и практическая ценность полученных результатов.

В первой главе "Способы производства шсохоазотисткх аусте-нитных сталей" рассмотрены принципы использования азота а качестве легирующего элемента при создании ауетевитных сталей с пониженным содержанием никеля. Согласно литеразурвди данным, С«» , Мп , Мо, и. , N6 повышают, а '¿I , Со, Си, С снижав? раетзори-мость азота в сплавах железа.

В связи с тем, что на растворда ость азота еукеетвеннсе влияние оказывает парциальное давление азота в атмосфере, рассмотрены два основных способа производства выеозРазотистык сталей: метод литья с противодавлением и метод литая при атмосферном давлении. Так как для производства сталей с содержанием азота гкяе равновесного необходимо специальное оборудование, такие стали не свариваются в обычных условиях, а проведение горячей пяасти- • ческой деформации затруднено из-за лщхеления нитридних частиц, наиболее технологичными является стали, выплавленные с равновесным содержанием азота. При их производстве необходимо тщательное выполнение технологии плавки, соблюдение последовательности заг-

■ ' - о -

рузки шихты и температурного режима. Способ позволяет получать качественные плотные слитки с нормальной усадочной раковиной.Для таких азотистых сталей ухе разработаны технологии сварки.

Особенностью легированных азотом сталей является низкая энергия дефекта упаковки, что обусловливает их сысокух упрочняе-мссть при холодной деформации. Определенный вклад в упрочнение высокоазэтистых сталей при деформаши растяжением вносит у"—»

6 мартенсит превращение.

Упрочнение твердого раствора зависит от величины изменения параметра решетки аустенита, вдзникакщего вследствие различия ато.чных диаметров железа и легирующего элемента. Наибольший вклад в упрочнение аустенитных сталей вносят легирующие элементы внедрения: азот, углерод, бор, по сравнению с элементами замещения. Легирование азотом позволяет повысить характеристики прочности (б6 и ), а пластичность (5 и ) и ударная вязкость снижается яри этом незначительно. Наряду с деформационным и твердорастворным упрочнением в высокоазотиетых сталях при повышении температуры образуются нитридные и карбонитридные фазы. Старение осуществляется в основном за счет выделения частиц Сг2Ы и УЫ . Проанализированы особенности механизмов распада пересыценного твердого раствора в закаленном и деформированном состояниях. Из анализа литературных данных следует,что прерывистое выделение частиц Сг^М отрицательно влияет на механические свойства и сопротивление межкристаллитной коррозии. Изменить механизм выделения упрочняющей фазы можно холодной пластической деформацией с большими степенями обисатия, порядка 50-80%, либо легированием более сильным, чем хром, нитри-дсобразувдим элементом - ванадием, прэдем отношение V / М в атомных процентах должно быть близким к I.

Во второй главе "Постановка задачи. Материал и методики экспериментальных исследований" на основании анализа литературных данных формируются и обосновываются задачи исследования, приведен материал и методы исследования.

В работе поставлены следующие•задачи:

I. Исследовать.эффективность деформационного упрочнения и соответствующие разной степени прокатки дислокационные структуры в сталях Х17АГ18 и Х17ЛГ105.

Изучить особенности процессов рекристаллизации, кинетику

дисперсионного тзердения, а тага® механизмы выделения упрочняя-щих нитридных фаз з зависимости от степени холодной деформации.

3. Исследовать механические свойства высокоазотистья сталей Х17АГ18 к Х17АГ18&, деформированных прокаткой, и затеь состаренных в зависимости от степени деформации, температуры и длительности старения.

4. Исследовать возможность поверхностного упрочнения высс-коазотистых сталей ионным азотированием с целью повышения поверхностной" твердости и расширения области их применения.

Выплавку экспериментальных сталей проводили в 50-ти килограммовой индукционной печи с хромомагнезитозой футеровкой. С целью уменьшения количества примесей перед выплавкой азотистых сталей были проведены две промывочные плавки армяояелеза. Кроме того, использовались шихтовые материалы, содержащие минимально Еозмояное количество примесей. Еыплавленные стали име*зт следующий химический состав, приведенный в таблице I.

Таблица I.

Химический состав исследованных сталей.

С Мп Сг V N N1

Х17АГ18 0.07 18.8 0.52 16.5 - 0.57 0.1 б

Х17АГ16Ф 0.08 16.0 0.51 17.2 0.8о 0.59 0.17

Х1ВАГ18К 0.1 17.5 0.6 18.85 1.37 С.б 0.17

Исследования структуры выполнены на металлографическом и электронном микроскопах. просвечивающего электронного микроскопа готовили тонкие фольги электролитическим полированием. Прочностные характеристики исследовали на испытательной машине ]пзЬ"СП ка стандартных образцах, согласно ГООТу 11X50-75. Микротвердость измеряли на приборе ШТ-3. Для определения (Ь6 ,

, б испытывали по 5 образцов на "точку". Микротвердость определяли по 10 измерениям. Термообработка проводилась в электропечи сопротивления типа СШОЛ. Деформация задавалась прокаткой на лабораторном прокатном стане многоразовыми проходами при комнатной температуре.

- В третьей главе ^Деформационное упрочнение, высокоазотистых сталей" исследовала эволюция дислокационной структуры холодчо-деформированных сталей ХГЛАГ18 и Х17/Г18Ф. Анализ дкслскацион-

ных. структур обеих сталей; после прокатки со степенями обжатия от 10 до; 95& представлен: в таблице 2-

Таблица 2

Зависимость, типа субструктуры от степени холодной прокатки.

Сип субструктуры

Х17АГ18

Х17АГ16Ф

10 20 30 40 50

60 70

ВО

90

95,

.Полосы сколълешга,дефор-мационные двойники

Слаб ораз оривнтиро ванная субструктура с повышенной плотностью дислокаций у границ двойников и полос скольжения

Рааориентированная дислокационная аубетруктура с непрерывными раз-ориентировками

Сильн.с. раз.ариентированная фрагмекгирсшанная субструктура с непрерывными и дискратнымк разориекте-ровкаглг

Полосы скольжения, деформационные двойники

• Неразорпентированная и. сльборазориентированная субструктура с непрерывными раз ориентировками:

Сшгьаа разсриентгрсванная фрагмеатированная субструктура с непрерывными к дискретными разориентировками

Исследования: дшглягсаци'онных структур показали, что в интервале деформаций £.«=10-50^" основными механизмами при деформации является- трансляционное скольжение и двойниковаяие, что характерно для сплавов с низкой знергией дефекта упаковки. Двойниковые структуры: особенно ярко выражены в стали Х17АГ18. В связи с темг что лнигроваяие ванадием приводит к образованию трудно растворимых нитридов; „ легированность азотом аустенита оказывается меньшей в- состоянии: после закалки: от 1200°С, что влияет, очевидно, на ЭДЕ. ¿1пз>тому механическое двойншгование при про>-катке стали Х17АГ18Ф играет меньшую роль, чем- в случав' прокалки стали Х17АГ18.. С увеличениЕк: степени деформации: азимутальная разориентировка областей:,, ограниченных селекторной ди-афрагмвй1, размером Г мкм^ растет,, непрерывные рассориегатировют переходят в-дискретные,, а размер раз о рдаэ нт ирущихс я фрагментов уменьшается до сотен И. В результате анализа некоторых электронограмм выев—

лен особый тип больсеугдовой разорнентации, s"результате которой кристаллографические плоскости (III) и (200) становятся параллельной. Такая разориентировка возможна в случае поворота плоскости (III) вокруг направления [I10j на ^ггол, равтсй 5-4.74°. В некоторое случаях в результате деформации на 33, 50, 10% обнаруживались рефлексы деформационного £ -мэртенсита. Однако его параметры отличается от известных для ¿-мартенсита лысо-комарггнцевкх сталей. Рентгенографические исследования деформировании): сталей ХГ/АПЗ и XI7ATI8v не показали наличия £ - мартенсита ни при одной из исследованных степеней деформации. Таким образом, вклад превращения в общее упрочнение невелик, так как не превышает 5-7% - такова чувствительность рентгенографического метода определения фазового состава.

Установлено на трех марках сталей XI7ATI8, Х17АГ160 и Х18АГ1с>12 уменьшение параметра ресетки аустеннта с ростом степени деформации, причем чем больше легирован аустенит азотом, или чек меньше ванадия в стали, тем существеннее изменяется параметр рскетки, рис. I. _______ _____ . .____

а^. им * 'О

О 10 20 50 W 50 60 70 ¿0 90

Рис Л. Зависимость параметра решетки аустенита Сг от степени хмедной прокатки сталей XI7ATI8 - (I), Х17АГ1В5 - (2) и Х18АГ1ь52 - (3).

- 10 -

Так как рентгенографические к электронноыикрсскспические исследования не показали наличия нитридных частиц, образуктах-ся в процессе деформации, то полученный эффект к скно отнести на то, что в результате деформации происходит образование сегрегации атомов азота На дислокациях, образование атмосфер Кот-трелла.

Исследование механических свойств показало, что е интервале деформаций 0-ЗС® в обеих сталях Х17АГ18 и X17лГ18$ происходит резкое увеличение предела прочности и уменьшение пласти-

чности, рис.2. Этот кнтероаух соответствует стадии механического двойннкования. Увеличен;'.;! с^пени сбгатия £ > ЗОЙ приводит к более медленному росту 0>ß у падения 8 . Таким образом, использовать аффект деформационного упрочнения полезно з интервале деформаций 30-ЭД6, так как увеличение степени обжатия <£>50^ приводит к падених: пластичности до 3-5?.

В четвертой главе "Комплексные реакции рекристаллизации и дисперсиоЕисго твердения в высоксазотистых сталях Х17АГ18 и ХГ7ЛГ18Ф" представлены результаты исследования комплексной реакции рекристаллизации к дисперсионного твердения в зависимости от степени деформации ц тешературы старения. Отмечается, что при температуре 500°С процесс дисперсионного твердения опережает рекристаллизации, ßjin всех времен виде раки при этой температуре стали Х17ДГЮ к XI7ATIÖ5 имеют максимальные значения ыик-ротвердости. Ир» температуре 700°С рекристаллизация и дисперсионное твердение идут параллельно, а при 850°С -рекристаллизация опережает процесс выделения нитридных частиц. Эти результаты вытекают из анализа кривых изменения микротвердости при температурах 500, 700, 850°С в зависимости от времени старения, рис. 3. Электронномикроскопическими исследованиями установлено, что в образцах, деформированных с £ < 80% и состаренных при 700°С в ходе рекристаллизации образуется Новая зеренная структура за счет движения большеугловой границы в деформированный материал. После £ > 8Сй и старения за счет значительного увеличения объемной доли нитридных частиц формируется полигонизованная субзе-ренная структура. С увеличением длительности старения происходит коалееценция субзерен.

3 сталях XI7ATI8 и Х17ЯЧ8Ф исследована кинетика старения в закаленном от 1200°С состоянии и после термомеханической обра-

__ : . -г—-—* и

а 10 20 30 40 50 50 70 ¿0 90 сг%

Рис.2. Зависимость предела прочности (э6 , предела текучести <з0.2 и пластичности 8 сталей Х17АГ18 - (I), Х17АП85 - (2), Х18АГ1802 - (3) от степени холодней прокатки.

НАМкх ш

т 500

чоа 500

£ а

Шу °

Ни МПахЮ ✓ ^

6Ш]

-ff—■—t f—i f—'—s r-

/ 5 /ff 2Q 50 №%4 6

5QO ¿CO'

300 500

ЧI-

50V 500

5 io: го so ioo \ч д

/ 20" 5o"~m T// i з w" za" so" rao%v

1f-■—ii—'lh-

Pkc. 3. Зависимость ынкротвердости от времени выдержки при температурах 500° - а, б; 700° - в, г; 850 - д, е в сталях Х17АЛ8 - а, в, д; Х17АГ18Ф - б, г, е, после закалки от 1200°С и холодной прокатки на ЗД5 - о , 50£ -д и 8Cß - х.

ботки, то есть после закалки от 1200°С, холодной прокатки на 50, 50, cCffj и старения при температуре 600, 700 , 800, 900°С с разной Еыдертаой. Согласно методике определения объемной доли материала, в котором проало старение по прерывистему механизму, построенк диаграммы изотермического распада, рис. 4, 5. Показано, что холодная прокатка сильно интенсифицирует процесс вщеления нитрндных частод, сдвигая с-диаграммы п сторону меньших вь^еряек. Остановлено, что максимальная скорость распада аустенлта соответствует 700-800°С. По результата?.! электронно-микроскопического анализа доля прерывистого распада в образцах, подвергнутых термсмеханической обработке, отличается от результатов металлографических наблюдений. Электроннсмикроско-пкческими исследованиями установлено, что после обработки: закалка ст 12С0°С + £ = 5СЙ + 700°С (3 ч) в стели Х17/Г18 доля прерывистого распада не превышает 50$, а в стали XI7ATI85 после "акой ке обработки составляет примерно 2Сй. Таким образом, п->зи-'еннсй травнмостыо в одинаковой степени могут обладать зерна, з которых распад прешел с вцаелением как пластинчатых, так и глобулярных частиц Сг^М , рис.б.

Рис.б. Данные металлографического анализа"- кривые 1,2 по зависимости сбъемноа дата прерывистого вцаеления СггМ . от степени предварительной прокатки сталей Х17АГ18 - (а) и Х17АГ18Ф - (б) и электронномикроскопического анализа -- кривые 3,4. Зависимости соответствуют обработке: закалка от 1200°С + £ + 700 ( 3 ч).

1,СС

•Рне.4. Дпагра.\2.!а изотермического распада аустенлта с стали Х17АГ18Ф после закалки от 1200°С и старения - кривые 1,2, а также после закалки от 1200°С, деформации £ = 50% и старения - кривые 3,4. 1,3 соответствует Ъ% превращенного материала; 2,4 соответствует 8С$ превращенного материала - (а). Диаграмма изотермического распада вустенита в стали Х17АГ165 после закалки от ■ 1200°С, деформации «5-1, Ж - 2, 50Й - 3, 602-4 и последующего старения. Кривые соответствуют ВО? превращенного материала - (б).

Рис. 5. Диаграмма изотермического расязда аустенйта в стали

Х17АГ18 после закалки от 1200°С и старений. - крийй I, 2, а такте после закалки от 1200°С, Деформации с -50^ и старения - кривые 3,4. I, 3 соответствуй1? Ш> Яревра-ценного материала, 2,4 соответствует 80% прёзрздеиного материала - (а). Диаграмма изотермического распада аус-тенита в стали Х17АГ13 после закалки от 1200°С( Деформация О* - I, 303 - 2, 50? - 3, бСЙ - 4 м последующего старения. Кривые соответствуют 00? превращенного материала - (б).

- lo -

Развитие прерывистого и непрерывного распадов проиллюстрировано металлографическими и электронномикроскопическими cfíhm-ками микроструктур сталей XI7/iTI8 и Х17АГ1&2, Морфология, дисперсность, распределение частиц Сп,М и Щ в матрице зависят от степени холодной прокатки, предшествующей старен;®, и ■ переход от прерывистого выделения фазы с пластинчатой морфологией к непрерывному в стали Х17ЛГ18Б происходит при деформации, равной ЬО%, в стали Х17АГ185 при <£ =50$, Учитывая, что обе стали содержат примерно одинаковое количество азота и отличаются лишь исходным фазовым составом (в стали Х17АГ18 в результате закалки от 1200°С формируется чисто аустенитнал структура, в стали Х17АГ18Ф - аустенит и нитриды ванадия), то изменение механизма распада в легированной ванадием стали при меньшей степени деформации связано, во-первых, с особенностями дислокационной структуры, форуирупцейся в процессе прокатки, и, во-вторых, с уменьшением движущей силы прерывистого распада за счет уменьшения содержания азота в твердом растворе при образовании нитридов ванадия.

В связи с механизмами распада аустенита формируются разные структуры с различным соотношением прерывистого и непрерывного распадов, разной дисперсностью вцделяящейся фазы. В соответствии с проведенными структурными исследования.«! определены механические свойства сталей XI7ATI8 и Х17ДГ18Ф, Установлено, что в стали Х17АГ18 наилучшее сочетание предела прочности и предела текучести (« 1040 UÍIa к 600-650 !¿ila) при высоких

значения?: пластичности (8 20J) достигается после следупцей терыомеханической обработки: закалка от 1200°С + с = 30^50^ + + 700°С ¡(I ч). В структуре преобладают мелкодисперсные пластинчатые и глобулярные вциеления Cr^N . Для стали ХГ7АГ1Ь$ оптимальной является подобная термомеханическая обработка, позволявшая получить следующие механические свойства; (з& в II33--1150 UIIa, ' <O0£ « 630-680 «Па, 8 = 8-ICfé. Структура состоит из глобулярных выделений VN , и дисперсных плас-

тинчатых нитридов Сг2М

На стали Х17АГ18 проведено сравнение механических свойств • после обработки, заключающейся в закалке от 1Ю0°С + £ — 30Í + + старение в течение 3 часов и формирующей в осисейсм структуру с пластинчаты:-! выделениями Cr£N с обработкой, ЕЮБсчаащей предварительную холодную прскатку £ = 60S, после которой фор-

мируется структура с глобулярными нитридньяи частицами С^М , рис. 7.

Видно, что при приблизительно равных значениях предела прочности второй вариант приводят к более высокому уровню ^ во всем температурном интервале. Пластичность в этом случае оказывается несколько нгасе, но старение при 700°С позволяет достичь § = 20£.

В пятой главе "Области применения азотистых сталей" рассмотрена возможность использования высокоазотистых сталей для работы в условиях высоких контактных нагрузок и износа. Азотистый аустенит при таких условиях обладает высокой износостойкостью, что подтверждено актом опытно-промышленных испытаний лопаток для дробеметних турбин.

Кроме эффекта деформационного упрочнения поверхности изделия, исследована возможность ионного азотирования поверхности. Высокие значения мияротвердости Ь^ = 10000 МЛа на поверхности ' аустенитных азотистых сталей язляьтся суммарным эффектом от дисперсионного твердения аустенитной матрицы и дополнительного образования нитридных частиц вследствие ионного азотирования. Максимальный эффект от ионного азотирования достигается при диффузионном насыщении азотом деформированных прокаткой азотистых сталей, причем чем больше степень обжатия при холодной прокатке, тем вьпе и больше глубина азотированного слоя. Оптимальное сочетание микротвердости на поверхности и в сердцевине с глубиной азотированного слоя достигается при температуре 600-700°С при выдержке в течение 1,3-часов. Повышение поверхностной твердости обусловлено образованием нитридов хрома и ванадия за счет, ионного азотирования. Повышение температуры и длительности азотирования снижают микротвердость поверхностного слоя из-за интенсивно идущих процессов коагуляции.

Полученные в настоящей работе, результаты позволяют сделать следующие выводы:

I. Эффективным способом упрочнения высокоазотистых сталей Х17АГШ и Х17АГ183 является холодная прокатка со степенями обжатия до 50$. При этом упрочнение достигается за счет трансляционного скольжения и двойникования, что обеспечивает следующий уровень механических свойств: <о » 1300-1400 МШ, (аа' « 700-950 МЛа, 8-5-758.

О 500600700 ¿00 990

О 500 Ш 700 ¿00 ООО

Рис.7. Зависимость механических свойств стали Х17АГ16 от температуры старения, обработанной по следулцей схеме: закалка 1100° •» £ «■ 33£ + старение в течение 3 часов -- а) и аакалка 1100° +£ « 80% + старение в течение 3 часов - б).

С

- 19 -

2. Для обоснования рекимов термсмеханической обработки сталей Х17ЯЧ8 и XI7ATIÖI построены диаграммы изотермического распада аустенита в зависимости от степени предварительной деформации.

3. Установлена взаимосвязь между механическими характеристиками и структурным состоянием исследованных сталей после термомеханической обработки. Показано, что наилучшему сочетанию механических характеристик отвечает термомехаяическал обработка, заключающаяся в закалке от 1200°С, холодной про.гатке на 30, 50£ и старении при 700°С в течение I часа, обеспечивающая в стали XI7ATI8 следующие свойства: <ЬЬ - 1020-1050 МПа, <6аг « 600-650 МПа, S = 2ЯЙ, в стали ХГ/ЛГ18Ф б8 » II30-II50 Ш1а, <а,2 -= 630-680 ЫПа, 8 « 8-IC&.

4. Ионное азотирование сталей Х17АГ18 и Х17АГ183 является эффективным способом поверхностного упрочнения изделий из них. Оптимальный режим азотирования 600-700° в течение 1-3 часов при глубине до 100 лкм.и микротвердости на поверхности *» 10000 Mila.

Основное содержание дхтссертапии опубликовано в работах:

1. Дубовик H.A. Природа охрупчивания аустенктоферритннх еысско-азотистых сталей..- Интеряристаллитная хрупкость сталей и сплавов: Тез.докл. научно-технической конф. Ижевск, 1989: -С. 56.

2. Зуев Л.Б., Дубовик К.А. Исследование .'влияния холодной прокатки на структуру ввсокоазотистых сталей. - В га.: Высокоазотистые стали. Тр. I Зсесоюз. хокф., 18-20 апреля 1990 г., Киев,-С. 329-322.

3. Зуев Л.Б., Дубовик H.A. Исследование влияния холодной прохат-ки на структуру высоксаэотистых сталей. - I Всесогз. конф. по высокоазотистым сталям: Тез.докл. Киев: Институт металлофизики АН УССР. - 1990. - С. 95.

4. Дубовик H.A., Зуев Л.Б. Структура и механические свойства при ударном нагружении дисперсисннотвераегацих высокоаэотистых сталей при отрицательнее температурах. 1У Всессвз. симп. "Стали и сплавы криогенной техники": Тез.докл. Батуми. - 1990. -С. 20.

5. Зуев Л.Б., Дубовик H.A. Формиросйние"структуры при отжиге деформированных сталой XI7ATI3 я Х17АП6$ // Известия чузов.Чер-

- 20 -

пая металлургия. - 1991. !? 2. - С. 14-17.

6. Дубовик H.A., Зуев Л.Б. Эволюция дислокационной структуры в высокоазотистых аустенитных сталях. - Изв.вузов. Черная металлургия. - 19Э2. №4. ~ С. 34-37.

7. Дубовик H.A., Зуев Л.Б., Тарасов С.С., Полетика Т.!.'.., Миронов D.Ü. Электронномикроскопическое исследование структуры отожженных холоднодефсрыированных высокоазотистых сталей. -В кн.: Вторая конференция по высокоазотистым сталям,часть I, Киев, 1992. С. 64-66.

8. Дубовик H.A., Слосиан А.Н., Мадаминов З.К., Строкатов Р.Д. Ионное азотирование высокоазотистой аустенитной стали Х17АГ18Ф. - В кн.: Вторая конференция по высокоазотистым сталям, часть 1. Киев, 1992. - С. 88>59.

9. Дубовик H.A., Зуев Л.Б. Тонкая структура деформированной аустенитной стали с повышенным содержанием азота. Тез.докл.республиканской н.-техн. конф. "Совершенствование существующих

и создание новых ресурсосберегающих технологий и оборудования в машиностроении, сварочном производстве и строительстве".23--24 октября 1991 г. Могилев, С. 13о.