автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структура и свойства хромо-марганцевых аустенитных сталей для бандажных колец турбогенераторов

Государственный комитет СССР по народному образований

ЧШБИНСКИЯ ШЖТ'ШИЧЕСКИЛ ШСГШТ ДОЕНИ ЛЕНИНСКОГО КОМСОМОЛА

На правах рукописи УДК 669.15 - 194.56

Внуков Вадим ЮръеЕич

СТНУКТУРА И СЮЛСТБА ХРОЖ-МАРГАКЦЕБЫХ АУСГЕНМТНЫХ СТАЛЕЙ -ДНЯ БАНДШЫХ КОЛЕЦ ТУРБОГЕНЕРАТОРОВ

Специальность G5.I6.0I -"Металловедение ' и термическая обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук .

Челябинск 1550

?абот& выполнена на кафедре металловедения и термической обработки металлов Челябинского политехнического институту имени Ленинского комсомола.

Научны* руководитель - доктор технических наук,

профессор -1. Г. Вуравлев.

Официальные оппоненты: доктор технических наук,

профессор B.C.Литвинов,

кандидат технических наук, в. и. с. J. А. Аяихмина.

Ведущая организация - Институт черных металлов

Сг.Свердловск).

Зашита диссертации состоится "ft™ jMlftftc 1990 г. в Щ час. на заседании специализированного совета Л 053.13,04 при Челябинском политехническом институте имени Ленинского комсомола по адресу: 451«080, г.Челябинск, пр. им. В.И.Ленина, 76.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ЧПИ.

Автореферат разослан * j> " '^гилЛ 1990 jr.

Ученый секретарь специализированного совета, кандидат технических наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Электрическую энергия сегодня получают в основном с помощьо электрогенераторов. Бакда-ки -массивные стальные кольца, удержавалщив обмотку ротора, принадлежат я числу наиболее напряженных частей турбогенераторов. Высокий комплекс механических свойств бзндаяного кольца ( з зависимости от мощности турбогенератора (З^г должен быть равен 900 Н/мм^ и вше, (Г не ниже 16- 20 %) должен сочетаться с нбмагнитностъзз.

При изготовлении бандаянне кольца подвергаются раздаче в холодаем состоянии. Во время этий операции одновременно происходит деформационное упрочнение материала до нужного уроаня я формирование кольца. Сложность технологии изготовления бандатаых колец приводит к постоянному снижении числа поставщиков на мировом рынке. 3 настоящее время все производство сосредоточено в нескольких крупных фирмах 5РГ, Франции и Японки. ПО "Уралмаш" является единственным производителем крупных немагнитных бандеккых колец в СССР.

Используемая до последнего времени сталь 50Г18Х5 удовлетворяет предъявляемым требованиям'по частя механических и физических свойств, но не обладает достаточной стойкостью против коррозионного растрескивания ( КР ) в воде, хлоридах и других агрессивных средах. Несмотря на строгий контроль качества бандатеых колец, известны случаи аварий турбогенераторов, носяадах катастрофический характер. Установлено, что причиной большинства аварий било разрушение бандажных колец, вызванное коррозионным растрескиванием.

Эксплуатация бандажей из стали 50Г18Х5 связана с периодическими остановками турбогенераторов на профилактический осмотр я замену колец. Применение материала, стойкого против В?, повисит коэффициент использования турбогенераторов, уменьшит материальные затраты в данной области народного хозяйства, а самое глазное - исключит возможность тяжелых аварий на электростанциях.

3 последнее время зарубежные фирмы проводят интенсивные не-* следования по разработке новых сталей, стойких против коррозии под напряжением. На зазодах фирмы "Крупа" эти исследования завершились созданием стали Р-900, содерзшцей около 16 18 % Мл и 0,55 % N . 3 Советском Союзе нет опыта производства и использования стали такого типа.

Целью работы являлось изыскание новой немагнитной стали, обладающей повышенной по сравнении с применяемой сталью 50Г18Х5, стойкостью против К? и удовлетворяющей по свои*; механическим и физически« свойства« требованиям, предъявляемым к бандажный кольцам мощных турбогенераторов.

Научная новизна

1. Установлена зависимость между степенью комплексного легирования хромом, никелем, азотом, углеродом и механическими свойствами аустенитных сталей е 19 - 20 % М п. .

2. Обнаружено, что пластическая деформация в области температур MdL +20... Md +60, сопровождающаяся интенсивным микро-двойникованиеьг, повышает стойкость против KP Ст - Mru аустенитных сталей.

3. Установлено, что замена углерода ( 0,5 %) на такое же количество азота в аустенитных сталях, содержащих по 18 - 19 % хроиа и марганца, увеличивает инкубационный период выделения избыточных фаз в температурном интервале 500 - 1000 °С, что позволяет сохранить высокую стойкость сталей против KP после закалки с малыми скоростями охлаждения ( I и 3 К/с), соответствующие темпам охлаждения {фупной бандажной заготовки.

'4. Показано, чтс после растворения продуктов частичного ячеистого распада исходный-размер зерна Сх - Мгг аустакита полностью восстанавливается.

Практическая ценность. Изучена серия аустенитных сталей, содержащих азот, стойкш против IT в об-ладакдах после холодной пластической деформации свойствами, необходимыми для материала балдакных колец турбоганераг* эров. Предлонеки иктервг :ы предпочтительного содержания углерода и азота в бандажных сталях.' Результаты исследования использованы на ПО "Уралйаш" ври изготовлении промышленные бандажных колец для турбогенераторов большой мощности. Использование новой стали позволит отказаться от "маорта бандажных колец из развитых капиталистических стран. Ожидаемый экономический эффект от применения стали, стойкой против KP, составляет 457543 руб. Долевое участие ЧШ 130000 руб.

Н й защигу выносятся:

1. Результаты исследования структуры и свойств аустзнитных Сг-Мп. сталей, содержащих углерод и (или< азот.

2, Результат изучения влияния химического состава и скорости охлаждения или изотермического отяига на стойкость аустенктяых

(л. -Ил сталей против коррозионного растрескивания-.

3, Результаты исследования процессов, протекающих при ячеистом распаде пересыщенного аустенита и растворении продуктов распада.

4. Способы гтовшекЕЯ стойкости против КР Съ - Мгг. сталей с 0,5 % С путом предварительной деформации при отрицательных температурах или БТМО.

Апробация работа. Основные результаты диссертации долояены и обсуждены на науггно - техническом совещании "Структура и прочность материалов з широком диапазоне температур" ( г. Моснна, 1386 г.); научно - технической конференции "Состо-яшге и перслектигы развития производства и применения статей со сг&рхравновесным содержанием азота" ( г. Москва, 1386 г. ); семинарах "Повышение сзойств нонет рухни окнах сталей легированием и термообработкой" ( г- Киев, 1389 г.) и "'фундаментальные проб. лемк старения. Разработка ноаых классов стареющих сплазоа" ( г. Свердловск, 1989 г.); ежегодных научных конференциях Челябинского политехнического института 1986 - 1989 годов.

Публикации. По теме диссертация опубликовано пять работ, получено одно авторское свидетельство.

.Объем работы. Диссертация с-остой? из зведения» б глав, закянендя, 62 рссунжоз, 1.8 таблиц. Содэряанл<Гр5бстаГ азлозеяе на 163 страницах.. В качестве' лрядалгаягя представлены копии актов внедрения.

- б _

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность работы, сфоргфли-ровалы цель и положения, определяйте яаучнуа новизну ксследова-ниЯ,

щеримы и шгодакА исследования

Работа была проведена на серии лабораторных плавок, химический состав которых прязеден в табл. I.

Стала выплавлены в дуговой печи. Слитки массой 30 хг были гомогенизированы при 1200 °С и прокованы на прутки сечением 1В х 18. т. Заготозки длиной 70 ма, нарезанные из прутков, аустенитизироваяи при температуре 1150 °С ( сталь 50Г18Х5 при 1050 °С) в течении 30 шнут, затем схяаждали с различны»-« скоростями. В воде заготовки охлаждаются со скоростью .-V ЮО К/с. Ди получения реальной скорости охпатгдешя бандажного кольца применяли замедленное охлаждение заготовок ( I К/с и 3 К/с). Скорость охлзздения определена для тешературного интервала 1100 - 550 °С.

Механические свойства определяялсь на малине ИМ - 4Р, копре МК - 30 в соответствии с ГОСТами 1437 - 73 и 9454 - 78.

При изучении упрочнения сталей а ходе пластической деформации быта использована две методики: одна -включала предварительное растянеяге образцов со зев уза'ПЯЕЕащейоя степенью десЕоригдш, перепотрошу поверхности и испытания растязеяавм до разрнга, другал - расчес ыеханяческазс своёств по диаграмме йсстшвкх ЕгдрженкЯ йеулрочяеяного образца.

Стойкость старей против коррозионного растреешаагая'оде-нивали на переоборудовании^ прессах Бринедля, снаблсениш: ре-вврсирушяи устройством для преобразования сжимающего усилия в-ргстягиваицае. Предварительно образцы деформировались на заданную степень ( 20 - 40 % относительного сужения), величина которой подбиралась опытным путем, исходя из требуемого значения предела текучести деформированного образца. Напряжение при испытаниях принималось практически равным пределу текучести наклепанного образца или 0,8 - 0,9 . В качестве коррозионной среды выбран 20 % водный раствор поваренной соли.

Структуру образцов изучали на микроскопе "МосрЬо! 21".

- ? -

Ренгсегюструкттргзв ЕссдадсЕакзя сроводались ка дифрзкто-метре ЕРШ - 3 s излутеляы железного анода.

Злегарэгно-шкроскапляэскяе лсследоЕаетя заполняла на микроскопе "îesia. BS 513" за тонуях ïboœrex, изгстовдеавнх гг. иетоду окна. Фракгогра?ачесхое агукаете поверхности разруаеяяя прозодг-лг Еа мгкросаснгэ "Тезla BS SGI".

слштва. и щдшесейс свойстеа шш^мшнцещх

ÜJrCTSKETEUS СТАЛЕЛ

Посла охлаждения от II50 °0 в воде во всех аеследовадккх «зле: паблвдалась аустенатЕая структура с ягзкоЗ плотностью дис-ловздзн 2 лраьзвгй граяЕцаля. свободными от гзделеягЗ.

Лэгнрсвакле основы оСП8л5 солрозоякяегся законоглзркш weseaast- свойств. Гро-ф.го^тнке свойства поенехйтся с увеличением стесекз лвг^рогахдл z суммарного содержания С a M (табл. 2). лак углерод;:, "гл-ш, res а азотистые стали гшвт иксогай для стахс2

О

5?сгеяЕхаогс класса лрздэл текучести (до 52D Д/цм ) прз большей запасе зяаспгсносга ( сГ от 40 до 70 /'). Легирование сталей вз-келек оказали отрицательное юакнззе ьа пластз,таость. Так, вгеде-япе дз 4 % Mi. г стагЕЕ с 13 - 14 % хрома поте: на зддяет аа предел ^екучеотл а грс=госгя, з то хе нрема, ¿Г-н "У сталаэтея да <¿2 в 33 "Г eooTEeîcsrrfjiHOf Tss. показано яляе, зрп увблхг^еяап гон-гзяграгзя никеля s içoneoce холодной сшстагес-сгой дефо^ивцгк б стелез £ормпруе?е- гчэяптяя дкелокацкеяная структура, ¡еззшагщая санзкяяе еомйлигой кехалячеезех езсйстз, С увэлгчевяек содержания зротга з ста-tf предел твг^эс^и mokcsokeo погашается, прячем болев собственно, з ага'тяг, дьж-лнЕг&жко содерззщяк азот. Предел гредзоест ИЕтепспзно гозрэстагг с швааенаеа содержания грома до 9 мало Mensas щш дальпеЗпем увеличена г.ояцоятрацгз. Относительное удлпяенпз ггеет гикодиум прп содзргаявз хроыа оесь^ ло 2 а относительное сугзалэ сяшается с узеотченнем концен- . традгп грсма..

После замедленного схлаздеягл структура сталей с 0,5 $ С г калоутлзродастнх статей б аротон заметно разлетается^ Особенностью шкроструятури сталей, осщераггцах углерод, кгк ох-, лзддепннх на воздухе, тел в со скоростью 3 К/о, является по- • явление 'дисперсных чьегтщ нзСеточнгх гая, по-пздииому яарбх-

Таблица I

Химический состав опытных сталей

! Содержание элементов, вес. % Марка сте :и Г" ____

тлавяи I ( С 1 N. ! С* ! МЙТМ1 ! Мо ( Р ! 5 ! Йи ! V

I 50И9Х5 . ' 0,33. 4,62 19,45 0,16 0,06 0,027 0,003 0,73 -

•V 50Г19Х91ШФ. 0,50- 0,057 8,83 18,67 1,02 0,72 0,026 0,003 0,84 0,100

3 50И9Х9НМАФ' 0,48 0,210 8,46 18,61 1,11 0,60 0,026 0,003 0,80 .0,097

1Л ■ 50Г20Х141Ш 0,50' 0,071 13,61 20,00 1,23 0,58 0,036 0,003 0<94 0,110

о 50Р20Х1411МАФ 0,49 0,270 13,45 19,42 1,10 0,64 0,024 0,004 0,90 0,100

6 50Г20Х14Н2Щ ' 0,49 0,065 13,66 19,73 1,76 0,62 0,025 0,003 0,86 0,110

7 50Г20Х14Н4МФ , 0,52 0,070 13,43 19,99 3,71 0,60 0,036 0,003 0,95 0,100

6 30Г1Ш8Н4МФ 0,52. 0,084 17,48 • 19,11 3,94 0,67 0,025 0,002 0,85 0,100

9 50Г19Х18НЗШ& 0,51. 0,390 18,46 18,67 3,22 0,64 0,025 0,003 0,72 0,120

1.0 50Г20Х18НМАФ 0,48 0,420 18,34 19,75 1,14 0,72 0,036 0,006 0,74 0,160

II 25Г19ХШМАФ 0,23. 0,430 18,61 .19,45 1,13 0,75 0,019 0,010 0,29 0,130

12 20Г20Х18А§ 0,21 0,480 17,40 20,48 - - 0,028 0,006 0,46 0,140

13 ' 16Г20Х20АФ 0,16 0,400 19,75 19,87 - - 0,036 0,009 0,45 0,170

! | Содержание элементов, вес. %

11омоР ! Марка стали !--Т--Г-Т-1-!->-!--1-'-

плаваи ; I С I n | и I мгь |Ж ¡Мо[ р I Б 1 $1 I V

14 13Г20Ш9 0,13 0,430 18,65 19,45 - - 0,03а 0,003 0(4б -

ь) 08ГТШ10 0,08 0,540 18?3? 13,33 - - 0,019 0,020 0,-39 -

1о 0аГ22ХШЩ> 0,08 0,770 19,0а 21,6У 0,20 0,о9 0,028 0,010 0,37 0,140

17 07Р19Ш9 0,07 0,720 19,25 19, ¿4 - - 0,023 0,007 0,50 0,030' 'I

18 0аГ22АХ18 0,06 0,826 17,90 22,00 - - 0,010 0,00^ 0,57 - ^

19 ОлГгОХМЦЦАФ 0,0о 0,274 13,45 19,62 4,12 1,06 0,022 0,010 0,39 0,09о

20 05Г20Х7Н4МДФ 0,0а 0,200 7,23 19,35 3,69 1,06 0,0?3 0,011 0,39 0,094

Примечание; сгаль 0бГ22АХ10 зшлавлена в НРБ с исполь&ошлрем штода литья о про-

гнводаьлшиом азота' (проддсгадяаиа институтом металлургии (г.Челдбщок)),

Таблица 2

Механические свойства сталей после аустенитиэацш и растяжения на разные степени

Номер [¿арка стали После охлавдэния После упрочнения•

плав щ боЛ, Н/ -«ч 2 6ь , П/г и3 V, %

Н/мкф/мм'| % % гж щ 4038 ш ш 40$ т 3(% ш ЗОЕЙ 40$

I 50Г19Х5 400 780 57 62 720 970 {070 900 1010 1090 36 20 12 56 51 47

590 790 61 73 ' 710 1000 1180 1060 1200 12Э0 45 29 19 50 43 39

2 50Г19Х9НМФ 400 880 74 60 ' 680 980 1120 МОЮ 1140 1230 51 34 24 54 48 44

400 900 74 67 710 1000 1170 1050 ТГЗо Ж/0 45 Ш ■ы "55 "53

3 50Г19Х9НМАФ 450 940 76 62 740 1020 1190 ^080 1230 1320 53 35 26 57 51 47 Зз

470" 960 т 66 750 ГОШ 1230 ПОЗ" 1240 1340 46 29' 20 62 56

4 оОГ20Х14НМ$ 390 880 63 48 , , 680 970 1120 1020 Л50 12.40 46 29 20 41 33 28

4э0 ' 970 "35 аГ "Шо ИБО 1310 ТШ тт Г51д 1Я ТГ 35 зт

5 50Г20Х141Ш$ 490 960 69 48 800 1090 1260 ИЗО 1280 1300 47 30 21 40 32 26

500 990 69 62 890 ТШ 1335 ТШ 1290 1390 47 30 20 60 55 51

о о0Г20Х14Н2М$ 390 850 69 48 680 980 1120 990 1120 1200 47 30 21 40 32 27

"5315 ьЗ' ШЭ ШЗ 1ТГГ Т2Ш 1 ооб "П530 "Ш5 33 13 "975 31 23 Т?

п 50Г20Х14Н4МФ 400 860 70 52 680 930 1120 990 1120 1210 47 30 21 45 38 35

320 930 "55- 33 ШЗ НЮ ТЗЗО ЯГО 1233 "Ш5 24 9 2 27 17 ТГ

¡3 оОПУХШШФ 420 870 60 44 750 1040 1170 1010 1140 ]230 39 23 14 36 27 22

470 930 40 40 895 1170 1ЙУ0'1070 1210 1300 22 8 1,5 44 36 31

Номер плавки Марка стали После охлаждения Поело упрочнения

б 0,7. Н/мм2 11/*М?4 сС ч. ю г, % 6 ра , И/гт1 бе , Н/нм1 Г, % У, %

ИМ ЗС$ Ш 30% 40« 13.5 Ш 4035 13? Ж 40?

9 00П9ХШ13МАФ 540 юю 47 35 920 1260 1390 ШО 1310 1410 28 13 9 25 16 9

оЮ 995 57 46 915 1230 1376 Шо 1295 139Й 37 21 12 30 30 25

15 03Г18АХ18 530 910 67 73 830 1100 1240 Юг» 1180 1270 45 23 19 69 65 62

510 900 65 75 825 1035 1225 1040 1170 1260 43 21 18 71 67 64

19 ОоГаШЯМИЛ® ЗЛ 720 68 74 630 870 390 825 935 1005 46 23 20 71 67 64

350 739 68 77 660 680 990 840 950 1020 46 29 20 71 67 64

м

I—<

I

Примечание: числйтель - охлаждения на воздухе, знаменатель - закалка в поле.

дов или карбонитриДоз, на большеугловых границах. Количество выделений увеличивается с повышением содержания хрома в стали.

При содержании хрома 6 - 8 % (плавки $ 1,2,3) охлаждение на воздухе приводит к уменьшению максимальной пластичности (V ) по сравнению с закаленным состоянием. При концентрации хрома 14 -16 % в аналогичных сталях (ил. Р 4, 6—8) Цг оказывается ниже, ■а еГ выше, чем у закаленных образцов. Свойства после охлаждения пс скоростью 3 К/с в большинстве случаев оказываются промежуточными по сравнению с закаленным состоянием и охлаждением на воздухе, но ближе к свойствам второго реиша. ,

Полная замена 0,5 % С на азот отразилась на повышении Оо}г при почти одинаковых с безазотистыми сталями остальных .характеристиках (пл. № 8 м 15). С дальнейшим увеличением содержания азота предел текучести и предел прочности исследуемых сталей монотонно возрастает, зрг этом о" ъ. V до С,7 N понижается незначительно , еще большее повышение концентрации азста приводит к заметному гх'сняяешго.

Свойства малоуглеродистых: сталей с азстом практически не зависят от скорости охлаждения в исследованных пределах. Признаков выделения избыточных фаз не обнаруживается и структура сталей остается аналогичной закаленному состоянию. При повышении содержания углерода до 0,23 % в стали 25Г20Х18НЫАФ при скорости охлаждения 3 К/с появляются зернограничные выделения, не захватывающие все границы, хотя суммарное содержание углерода и азота равно 0,85 %.

Исследуемые стали обладают хорошей упрочняемостью. Предел текучести при равных степенях деформации у всех сталей, за исключением 05Г2СХХ4Н4МАФ, выше, чем у стали 50Г1ЭХ5. используемой в качестве материала для бандажных колец. По расчетным кривым зависимости механических свойств от степени предварительной дэ-фзрмации били определены свойства опытных сталей, соответствующее пределу текучести-1200 К/ммс. Указанный уровень <эсгг достигается прн растяжении закаленных образцов на 30 - 45 При этой наибольшим запасом пластичности обладает сталь 50Г20Х14НМАФ (табл. 2). " ■

Изучение тонких фольг показало, что после деформирования аустениткьпс Сг- йа. сталей на 30 % при кошатиой температуре обнаруживается целый спектр структур: ячеистая, двойникованная, смксайй&й структура (табл. 3). йз числа исследованных, полностью .ячеистой структурой й'бязд&ет только сталь 50Г20Х14Н4'Й. Большая ,гщпаа сталей после деформации -шшет смешанную структуру. Б этом

Таблица 3

Тонкая структура деформированных на 30 - 35 % при комнатной температуре Съ- Мп сталей

51L мар"а Наблюдаемая структура

7 50г20х14ч4г® Ячеистая

о 19 50г20х14н2® 05г20х14н4маф С преобладанием ячеистой структуры Совместное ' существование структур J

3 4 а 10 ii 15 20 о0г1эх9нжф 50г20х14н1й 50г20х14нмаф 50г20х19нзш 25г20х19шмф ostisaxis 05г20х7я4ш С преобладанием двойников •

1 2 50г19х5 50г1эх9нмф Двойники 1

случае часть зерен деформируется двойникованием, часть скольжением, притек различные механизмы деформации могут развиваться в соседних зернах.. Двойнихозашая структура представляет собой систему тонких двойников и пакетов ДУ,.Мо*ет наблюдаться от одной до трех ориентировок двойников и ДУ типа {ill} (чаще двух), которые расположены на фоке равномерно распределенных дислокаций. 3 сталях 50г19х5 и 50п9х9нгй формируется в основном микродвэй-нккованная структура. Так как механизм деформации непосредственно связан с энергией дефектов упаковки, то можно предположить, что эти стали обладают самой низкой ЭДУ из числа исследованных, а 50г20х14н4мф - самой высокой. ' -

Лучшим сочетанием свойств - обладают стали, в которых деформация осуществляется преимущественно мияродвойнияовакием. Можно полагать, что большинство опытных сталей обладает эффектом-пластичности, наведенной двойникованием. Сочетание высокой пластичности и прочности определяется тем, что двойники предотвращает . локализацию пластической деформации, образование трещин.

Свойства сталей, содержащих 0,5 % С, после замедленного

оглашения os температур аустенгтлзащш заметно ухудшается. Предел текучести 12 CG H/WJ был достигнут прл растяжении со степенями де^орыагаи до 4с% только на сталях с поЕшеаннм количеством хрома, содергедпж одЕовремэнно углерод и азот.

иехангчеекге свойства стали CSriSAXIS изучали в тешгературном интервале от -IS5 °С до 5G0 °С. При 5GQ иС сталь упрочняется также иятексзвко, как х ери комнатной температуре, однако, относительное удлинение уменьшается при этом в большей'мере. Сндяекне температуры ЕСЕЫтаЕия сопровождается сменой механизма деформации. Растяжезие при ЮС сС, как л лрг 50С °С, приводит » образованию ячелстоЗ структуры. Ле^ормадкя пра комнатной температуре осуществляется в основном ьсттоодвоаялотвакнег.. Такая структура сохраняется до температуры Есхштанзя -35 °С. Е интервале -70...-II0 °0 каоявдаются тонкие двоЙкекн нескольких ориентировок и шкеты Ä7, rrpz -198 °С - скопления расиешгенпЕх дгслокаци£, микродвойшпа с еяроиае JJ, расположенные в параклельнгз: плоскостях. 0 шниаениеи температуры прочностные свойства этой, стали монотонно возрастают, в то время кш: <Гп У сниаавтся незначительно до -IOQ °С, а г интервале -I00...-I96 резко падаэт. Эта закономерность сохраняется е после предзарительно£ холодней пластической деформация на 352 (рас. I).

Температурная-заБЯслмосгь механических свойств стали OSIiSAZIS, предварительно упрощенной растянанием яа 35£ при 2С °С

СТОЙКОСТЬ ОПЫТНЫХ СТАЛЕЙ ПРОТИВ КОРРОЗИОННОГО.

растрескивания

Основным критерием для определения стойкости образцов против К? было принято эремл до их разрушения. На позерхности образца при совместном воздействии коррозионной среда и приложенных напряжений образуемся несколько трецпн, которые пронгкавт на определенную гл^бдау, Когда сечэ*гпэ образца становятся мекыго кряклесвегс,

прслсходпт оыстркй до.тс'л.

Уззлиизние степени деформации, предшествующей испытаниям, и начальных напряжений снижает время до разруазкия образцов.

ЗЛО благоприятно воздействует на стойкость стали 50Г19Х5 протиз К? (время1 до разрушения при равном уровне напряжений возросло в 1,7 - 3 раза). Лровоииру^ций оттаг при 6-30 °с з течение 6 часоз уменьшает вреэд до разрушения как закаленных образцзз (время яо разрушения составило несколько часэя), тал и подээрг*{у-тых 3TMQ СГр„,.= 330...550 ч).

Повышение содержания хрома в стали до S - 9 % и дополнительное легирование никелем (около 1'*)., молибденом (0,6 - 0,7 <?„) я ванадием (0,1 %) существенный образом не изменило время до разрушения образцов. Магистральная коррозионная трещина распространяется по граница»: аустекптчж зерен. Стали, содержание 13 - 14 % Сс, обладают наименьшей стойкость® ¡тротпэ К? из.числа исследованных материалов. При увеличении содержания хрсма ло 18 t стойкость закаленных сталей резко ворастает. Образцы не разрушаются а течения 12001600 ч.

Стали, содержание 0,5 % С, окапались стабильными пта .яефср-машш до -80 что позволяет получить ji00 E/h-j' без ойра- • зования 1 -мартенсита при значительно меньшей степени деформации, чей з обычных условиях. За счет уменьшения степени предварительной агформации низкотемпературное растяжение на 20 - 30 % обеспечивает увеличение времени дэ разрушения образцов на 200 и более часе о по сравнению с обкчньгт яслытзнияыи. Деформация япяе -80 зрпвжг? при растаявши :с образования мартенситннх фаз, что умеиь-згят сопротивление КР. При -20 °С кроне «якроавоЛетхаэ я ДУ наб-л:оца.отся дпелоканионниз ячейки, коэффициент упрочнения становятся по-чтл тзкяч -s, как при коыкатчзЯ температуре л предлагаемая обработка теояет езоэ оффеь-тячкоотъ. Тахчы с-браго-:, яреяясдаглтеяьнзЯ (г-:?врз-л "емпертгур де*.-р«ацал ограничен областью Md+20...Md+60 ■;то 1ЛЯ оп;:т<мс стала!! еоетазля?? -40...-30 °с.

-16 -

Замедленное охлаждение всех исследованных сталей, содержащих 0,5 % С, приводит к катастрофическому падению стойкости против КР, образца разрушаются в течение нескольких часов. При этом коррозионная трещина проходит исключительно по границам зерен. В зоне КР обнаружены карбида, которые имеют форму пластинок или дендрлтов и покрывают всю мзжзереннуя поверхность. Присутствие карбидов обусловливает, во-первых, образование вокруг выделившихся частиц зон обедненного хромом аустенита, во-вторых, образование гальванической пары карбид-матрица, что приводит к ускоренно;^- продвижению коррозионной трещины.

Стойкость малоуглеродистых сталей с азотом повышается с увеличением содержания хрома в твердом растворе. Высоким сопротивлением обладает стали, содержащие 18 - 19 % Сги 0,03 - 0,08 % С (пл. 15, 17). Все образцы после длительных испытаний были семты без видимых коррозионных повреждений. Замедленное охлаждение со скоростью I К/с не окалывает влияния на их стойкость против КР.

РАСПАД ПЕРЕСЫПАННОГО АУС1ЕНЙТА Сг - Мл СТАЛЕЙ

Малоуглеродистые стали с азотом менее чувствительны к скорости охлаждения, чей высокоуглеродисзые. Однако при изотермической выдержка в интервале температур 550 - 1050 °С в них происходит-ячеисткй (прерывистый) распад аустенита. Шли построены диаграммы изотерыичесюзгс распада, имеющие С-образную форму. Начинается распад с выделения дисперсных частиц по границам зерен, затем происходит рост перлитоподобных ячеек, состоящих из чередующихся пластинок нитрида хроыа 0г.гМ и обедненного хромом и азотом аустенита. С течением временя прзврагцечие затухает, хотя не весь объем занимается ячеистым распадом. По-видимому, а аустенитной матрице уменьшается концентрация азота, который диффундирует-из глубины зерен.к фронту растущих ячеек. Косвенным подтверждением данному выдоду служит то,что яри увеличении длительности отжига понижается твердость нераспавшегося аустенита, уменьшается период решетки как нераспавшегося, таге и обедненного аустенита. При определенной концентрации азота з матрице, соответствующей равновесному состоянию, превращение заканчивается. Этим, по-видимому, обусловлено то, что в сталях 0ЭГ20Х7Н4МА§ и 0.Г20Х14г14МАФ, содернздих соответственно 0,2 та 0,27 отжиг при 800°С длительностью до 20 часов не приводит к ячеистому распаду, «то подтввряяаэтея «ик-роструктурнься я рентгенографическими исследованиями.

Погашение концентрации азота до 0,72 % (сталь 07Г19.Ш9) приводит к уменьшения инкубационного периода ячеистого распада

I мин) по сравнении со сталью 08Г18АХ18, содержащей 0,56 % азота ~25 мин). При этом "нее" диаграммы сдвигается в область более высоких температур (900 - 950 °С). Введение углерода в стали, содержащие около 0,5 % азота (пл. 9, II - 15) приводит к аналогичному аффекту. 3 стали Ö0PI9XI9H3MA<5 наряду с ячеистым происходит непрерывный распад внутри аустенитных зерен.. Дисперсные частицы карбокитридов выделяйся на дефектах кристаллического строения, в основном на дислокациях. Прерывистый и непрерывный распад проходят одновременно и конкурируют друг с другом.

Появление ячеек прерывистого распада резко снижает стойкость стали С7Г19АХ19 против KP (до 26 - 40 ч). Коррозионная трещина распространяется в этом случае исключительно по границам зерен. После старения гротаость изменяется незначительно, a л Y заметно уменьшается.

Холодная пластическая деформация стали 08Г18ЛХ18 существенно уменьшает инкубационный период выделения нитридов, а минимум его (~5 мин) сдвигается в область 830 °С. При температурах >650 °С на процессы распада накладывается рекристаллизация.

На стати С7Г19АХ19 была изучена возможность измельчения зерна путем перекристаллизации. После термообработки, заключающейся в закалке от II50 °С и последующего старения при 800 °С в течение S ч, образцы нагревались до 1050 °С. Двадцатиминутной вцдеркки при этой температуре достаточно для полного растворения продуктов распада. Измельчения зерна не произошло. Серия зыдеряек состаренных образцез при более низкой температуре (1025 °С) показала, что при растворения ячеек происходит обратное движение большеугловых границ, разделяющих ячейку и матрицу. В результате исходный размер зерна полностью восстанавливается. При повышении температуры отжига вьпзе 1000 °С параметр решетки аустенига остается постоянным и равным-периоду аустекита до старения, что говорит об обратном переходе азота в твердая раствор.

Чтобы определить оптимальное содержание углерода в сталях с 0,5 %n по формуле >г, .

L<P- ~ 1,5 rC инк. • . ■■' -

были рассчитаны критические скороста охлаждения, 'т.е. миткальные скорости, при которых полностью подавляется распад пересыщенного аустешгта (рас. 2).

Зависимость инкубационного периода выделения избыточных фаз (Т^.) и критической скорости охказдения (14р.) от содержания углерода в Сх - Кг. аустекнтных сталях

' инк.}

ПИН £0

/5 ГО

5

-Г т.

1

-е • •

V«?

О О^ 0& С,%

Рис. 2,

Если требуется избегать выделения избыточных фаз, то,эная условия охлаздения, по рис. 2 ггоано рассчитать предельно допустимую концентраций углерода в стали. При реальной скорости охлаждения бандазного кольца (3 К/с), содержание углерода в азотистых-сталях не должно лревыяать 0,1 %. С другой стороны, если известки размера детали, то дутаи несложной процедуры, используя номограммы Бяакте-ра М.Е., можно выбрать среду", охлаждение з которой гарантировало бы полное подавление распада пересеченного аустенита.

. вывода -

I. .Исследованные. Сч. - Мп стали могут бкть упрочнены холодной пластической деформацией до уровня (эс>г - 1200 Н/ш^ (при <Г = 16 г 20 %). Дучаиы сочетанием свойств обладают стали, в которых дефорг-ыацил осуществляется в основном кикродвойникованием. -

2- Устойчивое сопротивление закаленных сталей против коррог зии под напряжением наступает при легировании 13 % хрома.

3, Замедленное огяаядевкв сталей с 0,5 ^ С выпивает выделение карбидов по границаы зерен, ч-то влзчет за собой катастрофически

падение стойкости протиз коррозионного растрескивания и ухудшение упрочнкемости. Аустеиит малоуглеродистых сталей с азотом более стабилен и принятые скорости охлаждения кэ влияют на механические свойства я стойкость сталей протиз КР.

4. Б внсокоазогиетых сталях (г 0,39 % N ) при изотермической выдержке а интервале температур 550 - 1050 °С происходит .ячеистый распад пересыщенного ■ азоточ аустенита, сопровождающийся диффузией азота на дальние расстояния, Минимальный инкубационный период при содержании азота 0,56 % состазлкет "25 минут при 760 °С. Повышение в стали содержания азота или углерода приводит к уменьшения инкубационного периода и сдвигает "нос" С-образной диаграмм з область более высоких температур. Холодная-пластическая деформация влияет аналогичная образом.

0. Появление продуктов ячеистого распада приводит к снижения пластичности и стойкости протиз КР Ст. - Мл -Ы аустениткых сталей. Растворение продуктов распада приводит к восстановления исходного размера зерна.

5. Оптимальное содержание азота з бандатных сталях составляет 0,5 - 0,6 углерода $0,1 %.

7. Результаты исследования были использованы на ПО "Уралмаа" при изготовлении промышленных бандаянюс колец турбогенераторов. Ожидаемый экономический эффект от применения стали, стойкой против коррозионного растрескизания, составляет 457543 руб. Долевое участие ЧШ 130000 руб.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ даССЕРТЩИ ОГОдЛИКОБАНО 3 РАБОТАХ:

1. Структура и свойства висонепрочной аустенитной стали 05Г22АХ18 после холодной деформации / Гойхенберг Шг., Мирмель-штейн З.А., Знукоз В.Э. // Вопросы производства и обработки металлов и сплавов.- Челябинск.- ЧШ.- 1385.- С.67-69.

2« Сопротивление коррозионное растрескивании, структура я свойства упрочненных хромо-марганцевьк аустенитньос статей / Гойхенберг О.А., Журавлев Л.Г., "::рзаеа Д.А., Еуразлеза Б.З., Силина Внуков В.Э. // <Ш.- 1967,- Г. 63.- Зып.4.- С.793-

800.

3. Гойхенберг I3.H., ?&рзаев Д.А., Знуков З.Ю. Изменение структуры и свойств высокопрочной стали при пластической деформации з широкоа•интервале температур // Тезлон докладов Ï2-S научно-техккческои конйереядш ео тепловоз шкроскохши / Структура и прочность материалов в широком диапазоне температур.- ?Лоснва.- 1986.- С.£6-67.

4. Исследование коррозионного растрескивания, структуры и свойств утгрочязЕЯШс: Ci* - r.Fи аустенятныг сталей с азотом / Гойхенберг ¡O.K., Еуразлев Д.Г. , ¡.íapsaes Д.А., ¿¡уравлзва 3.3., Сильна Е.П-., Внуков'Б.Ю.- 1988.- Т.65.- Вып.С.- С.1131-1137.

5. ГоГ^епберг Э.Н., ¡Журавлев Л. Г., Езуков ЗЛО. Старение хромо-марганцевых аустенитных стаде-Д с азотом // Тезисы докладов всесоюзного совещания / Фундаментальные проблемы старения. Разработка яовнх классов етаревдих сплавов.- Свердловск.-

lis,: Урс ¿н ссс?.- isss.- о.4С.

6. Авторское свидетельство 134СГ72 CGC?, С23 СЗй/58. Способ обработки яезлагнпзннх аустеядтякх оталеЗ для езготов-

• лензя ба-дагакх кслед роторов / 1С.Н.Го!Ъ:вкберг, Д.АДЬфзаев, Л.Г.Дуразлсз, З.А.лйрквльштейа, 5,П.Снлпяа, ,В.З.Еау2Кш // Б. И. - ISB7.- Ш5.- 0,270.