автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние легирования и деформационно-термической обработки на структуру и физико-химические свойства немагнитных сталей системы Fe-Mn-Cr-V-C-N

ЦЕНТРАЛЬНЫЙ ОРДЕНА.ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ НАУЧНО-ИЗ СЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ им. И.П.БАРДИНА ЗЛАТ0УСТ0ВСКИЙ ОРДЕНА ОТЕЧЕСТВЕННОЙ ВСИНЫ I СТЕПЕНИ И ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ ЗАВОД

На правах рукописи

КОЛЬЧАК Вячеслав Сергеевич

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ И ДЕФ0НЩ1ЮНН0-ТЕР1уШЕСК0Й ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И ИШКО-МЕХАНИЧЕЕКИЕ СВОЙСТВА НЕМАГНИТНЫХ СТАЛЕЙ СИСТЕМЫ Ре-Мп-Сг-У-С-И

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва - 1992г.

Работа выполнена в Центральном ордена Трудового Красного Знамени научно-исследовательском институте черной металлургии имени И.П.Бардина'и на Златоустовском ордена Отечественной войны I степени и ордена Трудового Красного Знамени металлурги, ческом заводе.

Научный руководитель: кандидат технических наук

Бащенко А. П.

Официальные оппоненты: доктор технических наук

на заседании специализированного совета Д-141,04.02 при Центральном ордена Трудового Красного Знамени научно-исследовательском институте черной металлургии имени И0П.Бардина по адресу: 107005, Москва, 2-я Бауманская ул., д.9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке института.

■ Блинов В.М,

доктор технических наук Волынова Т.Ф.

Ведущее предприятие: ЩИИТМАШ

Защита диссертации состоится

Автореферат разослан

Ученый совета,

секретарь кандидат

сп ециа ли зи рова нн ог о технических наук

Н.М. Алекса вдровг

I. СБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

'Актуальность работы. Современные отрасли техники (машиностроение, приборостроение и др.) предъявляют все более высокие требования я конструкционным аустенитным немагнитным сталям, предназначенным для изготовления тяжелонагружаемых. изделий. Одно из главных требований - сочетание высокой прочности (¿>6 не менее 1000 Ша) с повышенным уровнем пластичности (8 не менее 30$).

Кроме того, в ряде случаев стали долкны обладать комплексом специальных свойств, таких как: износостойкость, устойчивость к-коррозии, технологичность при.металлургических переделах и -изготовлении изделий.

С позиции этих требований-перспективной основой для разработки, сталей с подобным комплексом физико-механических свойств являются стали на Мп-Сгг-Л/ - основе с повышенным содержанием углерода»

Высокий уровень пластичности ¡р - твердого раствора таких сталей ( 8 до 70$) достигается за счет развития деформационного двойни-кования при деформировании растяжением' (ПВД - эффект). Однако, при старении у - твердого раствора такие стали характеризуются интенсивным-выделением избыточных фаз по границам зерен, увеличением склонности стали к образованию., об - мартенсита, значительным снижением уровня пластичности ( § ненее 30$), что осложняет использование их в реальных условиях эксплуатации.

Изучение' состояния проблемы показывает, что более благоприятный комплекс 'физико-механических свойств в результате дисперсионного .твердетгая может быть достигнут за счет легирования углеродистых, хромомарганцгвованадиевых сталей повышенными добавками азота.

В литературе отсутствуют данные по систематическому "исследованию-совместного влияния азота (до 0,3$) и углерода (0,4 - 1,0$) на структуру, фазовый состав, физико-механические свойства сталей системы Те - Мп-Сг:-У-С-М при твердо растворном, дисперсионном, .деформационно-термичёском упрочнении.

Потребность в подобных сталях обусловливает:

I. необходимость разработки, химического состава сталей с повышенной концентрацией азота и- промышленной технологии их производства, включающей выплавку и деформационно-термичзский передел.

2. изучение влияния технологических параметров на качественные . характеристики литой и деформированной стали.

3. изучение нового комплекса фязико-механичес.ких свойств сталей и технологических свойств их у потребителя.

- Цэль работы. Исследование структуры и физико-механических свойств высокоазотистых аустенитных сталей на основе системы Fe-Мд-Сг-V-C-Ы и.разработка новой немагнитной высокопрочной и высокопластичной стали, научных основ и конкретных процессов технологии их производства. ,

Б работе были поставлены следующие задачи :

- на основе анализа данных современного металловедения выбрать рациональную основу стали, обеспечивающую за счет ПВД-эффекта значительный ресурс пластичности - твердого раствора, необходимый для получения благоприятного сочетания высокого уровня прочности и пластичности;

- определить предельное содеркание азота, усваиваемое сталями исследуемой системы легирования в зависимости от химического состава ( С, Mil) и-параметров выплавки;

- исследовать влияние азота на качество стали в литом и деформированном состояниях с последующей разработкой технологий выплавки и горячего деформирования в промышленных условиях;

- исследовать влияние химического состава (С, N, Mn,Si) способов термического; деформационного и деформационно-термического переделов на структуру и физико-механические свойства -стали и оптимизировать химический состав с учетом особенностей промышленной технологии выплавки;• '

- исследовать влияние технологических параметров на структуру, физико-механические свойства новой стали при дисперсионном, деформационном упрочнении и разработать технологию деформационно-термического упрочнения проката;

- оценить физические и технологические^ свойства стали.

Научная новизна.

I. Установлены основные закономерности усвоения азота сталью при выплавке средне- и высокоуглеродистых составов системы Fe - МП- Сг - V- C-.N , связанные с влиянием химического состава ( С, МП ), температуры расплава перед введением азотистых'ферроспла-

ВОВ.

2. Изучено влияние азота на формирование макро - и микроструктуры слитка. Установлено, что легирование азотом вызывает: значительное измельчение равноосных неориентированных кристаллов, уменьшение длины столбчатых кристаллов, уменьшение протяженности

V - образной ликващи, образование ' более коагулированных и более равномерно распределенных избыточных фаз.

3. Получены зависимости между легированием (углеродоад, марганцем, азотом) и физико-механическими свойствами аустенитных сталей системы Ре - Мп-Сг-У - С-Ы. Обнаруживаемые при содержании углерода около 0,6$ максимумы на кривых зависимостей значений

как характеристик пластичности так и прочности(¿^сэ^^)-

'от концентрации углерода сталей системы Те - Мп - С2-У-С-М с повышенным содержанием азота обусловлены интенсивным развитием дефоршдаонного двойникования, развивающегося при деформировании растяжением. Изменение содержания азота в пределах 0,05 - 0,30$ в исследуемых сталях системыГе-Мп-Со-У-С-Ы и вид упрочняющей обработки не влияют на положение наблюдаемых максимумов относительно концентрации углерода.

4. Легирование сталей системы Ре - Мп - Сг-У-С-Яа зотом-приводит с одной стороны к увеличению количества и равномерности распределения нерастворившихся при аустенитизации избыточных фаз (карбонитридов типа У{СЫ)и уменьшению их размеров, с другой стороны к измельчению аустенитного зерна (до балла II при 0,4% С и до балла 12 при 1,0$ С). .

5. Показано, что-при увеличении доли азота в сумме (С+Ы) и одновременном снижении доли углерода .происходит уменьшение аустенитного зерна, размер которого при определенном отношении

N/0 ^-0,38 (0,19$ N ) не изменяется, что'обусловлено повышением температуры диссоциации образованных карбонитридных фаз типа V(С 14) в',сравнении с карбидам!.

6. Основными упрочняющими процессами структуро- и фазообразо-вания, реализуемыми при многоразовой прокатке являются процессы динамического и ранних стадий статического старения горячедефор-мированного аустенита, протекающие в ходе пластического деформирования прокаткой. -

Практическая значимость работы.

■ I. Установлена возможность разработки семейства промышленно значимых немагнитных марок стали с необходимым, 'сочетанием прочностных и в яз ко ст но-платическ их -свойств конструкционных высокоазотистых (0,2 - 0.32Л) Сг-Мп-У-С-Ы стал-ч

с повышенным содержанием углеро'да.

2. Разработана новая конструкционная высокопрочная и пластичная высокоазотистая немагнитная сталь типа 60Г14Х9А20Ф2 (а.с. 1110815 ) марки ЗИ-Ш. , -

3. На Златоустовском металлургическом заводе разработана промышленная технология выплавки высокоазотистой стали и производства сортового проката кованой заготовки из стали марки ЗИ 131 диаметром от 8 до 115 мм. Проведено опробование стали у потребителя с положительным результатом.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложена и обсуждены на: научно-технической конференции "Новое в ■металловедении .и термической обработке металлов и сплавов" (г.Челябинск, 1983г.), Всесоюзной научно-технической конференции •"Проблемы создания и применения высокопрочных конструкционных сталвй" (г.Москва, 1983г.), научно-технической конференции "Интенсификация процзссов термической'и химико-термической обработки металлов" (г.Челябинск,,1984г.), семинаре "Структура и свойства легированных сталей" (г.Кйев, 1992г.), Второй конференции по высокоазотистым сталям (г.Киев, 1992г.).

Публикации. Основные мате риалы диссертации опубликованы в 3 статьях, 5 сборниках тезисов докладов' научно-технических конференций, получено одно авторское свидетельство на изобретение.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, 6 глав, выводов, списка литературы (149 наимзнованйй) и приложения. Работа изложена на 240 странищх.машинописного текста, содержит 67 рисунков', 21 таблицу.

2. МАТЕРИАЛЫ И № ТО ДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ.

Основа стали выбрана" с учетом обеспечения: высокой растворимости азота в стали при получении качественной макроструктуры: устойчивости ^ - твердого раствора по отношению к образованию магнитной об - фазы при различных видах упрочняющей'обработки; повышенной пластичности и ударной вязкббти при достаточно высоком уровне прочности; устойчивости к износу и коррозии.

В^.бор оптимального химического состава проводили'по результатам исследования влияния ряда наиболее сильных аустенитообразуюших-элешнтсш (углерода, азота, марганца, количественного соотношения между углеродом и азотом при их постоянном суммарном содержании) на макро- и микроструктуру, физико-механические свойства, фазовый' состав сталей.

Исследование проведено на серии лабораторных и опытно- промышленных плавок, химическйй состав которых приведен соответственно в табл. I"и 2.

Таблица I

Химический состав сталей лабораторной выплавки

Серия Условное

Содержание о о

:овных, легирующих по массе

элементов,

ила.ьик состава „ N С Мп С* V

ЗСГ14ХЭА05Ф2 0,05 0,27 14,7 - 9,5 2,03

40И4Х9А05Ф2 0,05 • 0,41 14,5 9,9 . 2,03

5СГ14Х9А05Ф2 0,05 0,52 14,6 9,5 1,95

I ■ 60Г14Х9А05Ф2 0,05 0,61 14,5 9 ¡7 ■ 2,06

70Г14Х9А05Ф2 0,05 '0,67 14,9 9,9 2,10

90Г14Х9А05Ф2 0,05 0,87 15,0 9,8 2,06

Ю0Г14ХЭА05Ф2 0;04 1.06 15.1 9.6 2.03

40И4Х9А2СФ2 0,25 0.40 14,1 9.4 2,06

45Г14Х9А2052 0,24 0,45 14,0 9,0 2,11

50Г14Х9А2032 0,22 0,52 14,1 9,8 2,08

П 6СН?14Х9А2С®2 0,20 0,65 14,3 9,4 2,01

70Н4Х9А20Ф2 0,23 0,72 ' 14,0 9,3 2,02

80Г14ХЭА2СФ2 0,22. 0,81 14,2 9,5 2,01

90Г14Х9А2СФ2 0,21 0,88 14,5 9,6 2,19 '

100И4Х9А2052 0.21 0.97 14.5 9.9 . 2.06

10Г14Х9А303?2 . 0,34 0,08 14,1 9,9 - 2,01

ЗОГ14Х9АЗСФ2 0,33 0,28 14,7 9,6 1,90

Ш 45Г14Х9А3052 0,34 0,46 14,7 9,6 2,00

6.0Г14Х9АЗ№2 ' 0,28 0,65. 14,5 9Д , 2,02

70ГХША30£2 0,33 0,72 14,7 9,9 2,05

80Г14Х9А30£2 о'.зо 0,85 14,3 . 9,5 .2,04

100И4Х9АЗСШ 0,28 1.00* ' 14.8 9.8 2.08

40Г7Х9А20® 0,19 0,43 7,1 8,9 2,06

60Г7Х9А20Ф2 0,20- 0,60 6,9 9,3 1,93

' 60Г9Х9А2052 0,21 0,55 9,6 9,4 1,91

60ГПХ9А20Ф2 0,23 0,57 II ,2 10,0 1,97

1У . 60И4Х9А2Ш2 0,19 0,59 13,7 9,9 1,93

60Г15Х9А20£2 0,24 . 0,-58 14,7 9,6 ' 2,00

' 60Г16Х9А2С@2 0,24 0,59 "15,9 ' 9,8 2,10 .

Содержание примесей не более {%): Р - 0,016, N1 - 0,07,. МО - 0,021.

- 0,16, Э - 0,007,

Таблица 2

Химический состав сталей промышленной выплавки

Условное .Содержание легирующих элементов, % по массе обозначе---------'-:—:---

ние состава с № МП Сг V 51 Р. С+И

А . 0,67 0,29 13,8 9.1 2,06 0,14 0,033 0,96

Б •0,67 .' 0,28 14,3 9,2 2,14 0,38 0,075 0,96

В . 0,65 0,28 14,3 9,3 2,35 0,63 0,082 0,93

Г 0,63 0,31 13,9 9,3 2,21 0,69 0,077 0,94

Д 0,65 0,30 14,2 8,9 2,08 0,65 0,066 .0,95

Е 0,67. 0,26 14Д 8,9 2,20 0,77 0,074 0,93

3 0,81 0,05' ' 14,9 9,0 • 2,13 0,30 0,021 0,86

И 0,55 0,22 14,3 '8.7 2,08 0,30. 0,022 0,77

Содержание примесей не более ($): серы - 0,007, никеля - 0,25, молибдена ~ 0,035.

При определении предельной растворимости азота в. стали применяли следующие плавки и серии плавок: серия пл. (табл.1) - для исследования влияния содержания'углерода, марганца и температуры азотирования; плавки Л-Е (табл.2) ~ для исследования влияния количества азота, вводимого в расплав стали оптимального химического состава. --- -

При разработке оптимального химического состава стали исследовали влияние химичесюпс элементов, на комплекс изучаемых характеристик механических свойств.с применением ' с ждущих плавок и серий плавок стали: серия пл.1 (табл.1) -- для исследования влияния содержания углерода (0,27 - 1,06$); серия пл." П ( 0,2$ N ), Ш ( 0,3$ N ) - для исследования влияния содержания азота и. углерода (0,28 - 1,0$); стали 7СИ4Х9А30$2, 6СГ14Х9А2С&2, 50Г14Х9А20£2, 45Г14Х9А2СЙ>2, 45Г14Х9АЗШ2 (табл.1). - для исследования влияния соотношения между конце нтращ ей азота у, углерода при содержании (С + Ы)

— » -

около 0,75$, серия- пл. ЗУ (табл.1) - для исследования влияния содержания марганца; пл. А-Е (табл.2) - для изучения влияния'содержания кремния; пл. 3, И (табл.2) - для исследования влияния частичной замены углерода азотом.

Стали выплавляли в 25 кг лабораторной (табл.1) и 1~т , промышленной (табл.2) открытых'индукционных печах методом .сплавления чистых шихтовых материалов. При проведении лабораторных плавок азот вводили в конце плавки путем добавки азотированного феррохрома. Температура расплава при легировании азотом составляла 1600°С (табл.1, серия пл. ÍI.LV) и 1500°С (табл.1,'серия пл. Ш).

■ Температуру расплава измеряли.платинородий - платиновыми термо- . парами погружения;. Содержание азота в расплаве.определяли перед введением азотированных добавок, перед выпуском,'в ковше. . Разливку проводили сверху при температуре расплава на .20 - 40^ ниже температуры легирования азотом. При проведении-опытно-'

. - промышленных плавок легирование азотом проводили при • 1540 - 1550°С за 20 - 25 мин. до выпускав' Температура расплава в ковше составляла 1500 - 1520^0. Разливку проводили сверху с защитой струи аргоном. Слитки массой 20 кг и .500 кг охлатллли в изложнице, а затем на воздухе.

. Слитки ковали: массой 20 кг на заготовку сечением ,45 х 45 мм; 500 кг слитки - на заготовки диаметром 120 мм, часть которых проковывали на заготовки сечением 80 х 80 мм. Заготовки, сеченном 45 х 45 и 80 х 80 мм прокатывали на "мелкосортовом промышленном

■ стане 280 с получением'проката диаметром'8 мм в мотках." Слитки и'заготовки перед деформацией нагревали до II50 - И80°С.

С целью разработки технологии производства сортового- проката высокоазотистой стали 60И4Х9А2Ш2_ (табл.2, пл.И) диаштром 30 т на средне со ртовом прокатном стане 400 по схеме высокотемпературной термомеханической обработки (BTM0) с глубоким водяным охлаждением горячекатаных прутков исследовали влияние условий горячего деформирования на формирование структуры, фазового состава и механических свойств. Для установлен^ ' влияния, азота аналогичной дефоршвдонной обработке подвергали • сталь 80Г14Х9А05Ф2 с повышенным содержанием-углерода (табл.2,пл.3) и близкой к стал! 60Г14Х9А2032 суммарной концентрацией .(С+Н) около 0,8$. Заготовки сталей нагревали до 1200°С и прокатывали в первых четырех' клетях с обычными междеформащонными паузами

продолжительностью от II до 40 сек. Перед пятой чистовой ' клетью делали спещальную задержку раската для- выравнивания его температуры до 850°С и прокатывали со степенью деформации (£} 25$-. Перед охлаждением прутков в воде специального закалочного устройства стана 400 выдерживали госледеформзционд7Ю паузу продолжительностью 30, 150 и 380с.

Образцы, сталей, исследуемых систем легирования (табл.I), подвергали-высокотемпературной обработке на однородный ¡J1 - твердый раствои в лабораторной печи в интервале температур 1050 - 1300°С с после.пующим быстрым охлаждением в воде* Аустенитизащя мотков стцлей (табл~ 1;серия; пл.И) и'опытно-промышленной (табл.2, серия пл. '3, И) выплавки проводили в промышленной высокотемпературной печи при температуре 1180. - 11Э0°С. Старение образцов по овод и. ли в лабораторной печи при .температуре 450 - 800°С продолжительностью от I до 24 ч„-

-Для деформащонного упрочнения.аустенитизированных мотков применяли холодное и "теплое" волочение с £ = 10 - 40$, гидроэкструзию с £ = 10,27$. Гидроэкструзию и холодное волочение осуществляли при комнатной температуре,' "теплое" волочение - в интервале температур 450 - 750°С. ■

Концентрацию азота -определяли методом плавления в среде гелия на приборе ÏN -14 ф. "Ш)0". ' • '

Качество литого металла одрнивали по следующим показателям: кристаллическое строение, наличие макро- и микродефектов, морфо-г логия и распределение неметаллических включений, распределение .азота по объему слитка. Макроструктуру оценивали на продольно-. - осевых темплетах, вырезанных из слитков массой 20 кг (стали'70Ш4Х9А05Ф2, 70Г14Х9А30Ф2) и 500 кг (стали 80П4Х9А05Ф2, 60Г14Х9А2С®2). Зональную ликвацию азота оценивали по результатам .химического анализа стружки, отобранной по высоте и сечению слитков. Макроструктуру стали исследовали .с прменением оптического микроскопа" Neophot -2", тонкую структуру изучали на электронном микроскопе "Tes 1а BS- 540" просвечиванием тонких фольг при ускоряющем напряжении 100 кБ, фрактографическое исследование изломов образцов проводили на электронном микроскопе УЭМВ-100.

Фазовый состав электролитически выделенных осадков определяли на рентгеновском дифрак?ометре ДРШ-2. с использованием Fe - анода.

Магнитометрические исследования проводили с применением количественного метода, основанного на измерении с применением вибрационного магнитометра удельной намагничеснности насыщения недеформированных(<Ь$0 и деформированных°(<оБ2)при растяжении частей разрывного образца.

Механические свойства^-,¿>аг,85, $ Э^) с та лей при испытании растя:; нием определяли на образцах типа ЛИМ-5 с диаметром рабочей части 3 мм. Испытания при комнатной.температуре проводили на .машине Щ-4Р с использованием образцов типа ЛШ-4Б .с диаметром рабочей части'5 мм.' Скорость перемещения захватов при испытаниях составляла 0,33 . 10~4м/с. Характерней« ударной вязкости ( КС1), КСТ) определяли на ставдартных образцах размером .10 х 10 х 45 мм с и - образным надрезом радиусом I 'мм и образдах с предварительно наведенной усталостной .трещиной.

Технологическую пластичность в интервале 950 - 1200°С определяли на машине СМЭГ-10Т методом скручивания цилиндрических образцов с диаметром рабочей части 8 ш.и длиной 10 мм.

' Определение удельного электросопротивления ( ) проката осуществляли на образах длиной 1100 т с использованием мостовой установки постоянного тока типа У 303, методом сравнения-по схеме .двойного моста.

3. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ВЫПШИ: " ИССЛЕДОВАНИЕ .

ИЗТАЛЕУРШЧЕСК0ГО КАЧЕСТВА А30Т0С0ДЕШ1ЩК

сталей спстзш Ге -Мп-Сг-У-И

С ПОВЫШЕННЫМ СОДЕРЖАНИЕМ АЗОТА.

Исследованием зависимости содержания азота от количества -углерода (0,4 - 0,97$), марганца (7 - 16$).и температуры (1500 - 1600°С) расплава перед введением азотистых ферросплавов установлено, что: в сталях типа 40 - 100Г14Х9А2СВ?2, легированных азотом, при темпзратуре расплава 1600°С с увеличением концентра 151:: углерода.концентрация азота уменьшается от 0,25 до 0,21$ (табл.1, серия пл. И); при увеличении концентрации марганца в сталях типа 60Г7 - 15Х9А2052, легированных азотом при-той не температуре расплава, концентрация азота увеличивается от 0,20 до 0,24$; снижение температуры расплава от 1600 до 1500°С -перед введением азотированные добавок при увеличении интервала концентрат^ угле рода от о,08 до 1,0$ л сталях типа Г14Х9А30Ф2

приводит к повышению содержания азота соответственно до 0,05 и 0,28$ (табл.1, серия пл. Ш).

. Показано, что при выплавке предельное количество азота, усваиваемое сталью типа 60Г14Х9АФ2, соответствует примерно 0,3%. .

Оптимизированы условия выплавки сталей системы Fe - Мп -Сг - V - С - N с -повышенным содержанием азота, предусматривающие . введение азота в расплав в количестве не более'0,4$ по расчету при .'темпера ту ре .1550 - 1570°С, выпуск расплава при температуре около I540°CJä_ Определено допустимое содержание кремния (не'более 0,50$), обеспечивающее достаточно высокий уровень -механических .свойств после старения (625°С, 3 ч): «¿а = ЮООМПа, сэ01 = 800 ffia, д5 > 25$', KCU>0,3 Щщ/м2.

Легирование азотом (0,25$) стали 70И4Х9А05Ф2 (20 кг. слиток) и частичная замена углерода (0,15$) в стали 80Г14Х9А05Ф2 азотом (сталь 60П4Х9А20®2, 500 кг слиток) приводит к аналогичным качественным изменениям макроструктуры: значительному измельчению равноосных неориентированных кристаллов; уменьшению протяженности

V - образной ликващи; изменению морфологии и более равномерному распределению избыточных фаз по границам зерен.

Распределение азота по объему слитка стали 60П4Х9А20Ф2 (500 кг) и химических элементов (С,Мп, Сг, V,' Si, Р, 5 ) а заготовке диаметром 115 мм равномерное.

Высокотемпературный нагрев высокоазотистой стали 60П4Х9АЗОФ2 в области общепринятых технологических температур (800-1250°С) и продолжительности печного нагрева (2-24 ч) проходит без заметного изменения концентрации азота по сечению заготовки.

4. ИЗУЧЕНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКСЙ ДБЗЮРШЕУШОСТИ

МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ И СТАБИЛЬНОСТИ АУСТШИТА • . ВЫСОКОАЗОГЖТЫХ СОСТАВОВ CTAJM." .

• Установлено, что хорошая технологическая пластичность слитков и заготовок ста® 6СР14Х9А2СФ2 обеспечивается при температуре ' 1050. - П50°С„ При производстве деформационно- термически упрочненного проката стали 60II4X9A20S2 прокатка успешно осуществляется при температурах около 850°С. При холодном волочении аусте нигазированной стали возможна деформация с разовым обжатием до 40$.

в аустештизированном (нэд°с) и.состаренном (625°С, Зч) .

состоянии сталь 60ГШ9А20£2 устойчива к образованию <=<■ - мартенсита • при охлаждении вплоть до -

Практически полная устойчивость аустенита к деформационному р -э- óC - превращению достигается при .+ 20°С.Г При Ю0°С графические зависимости 85 - и -S^ot температуры испытания имеют четко выраженные максимумы значительной величины ; ( 65 до 70$, 'до 2140 МПа. При этом уровень KCU достигает 1,2 МДк/м2, разрушение имеетгранскристаллит'ный характер. При • -20°С сталь характеризуется,достаточно высоким уровнем свойств ¿5 = П00 МПа, ¿¿2= 550 Ша, 8Ъ =61%, $ = 48$, ■ 2140 МПа, KCU = 1,1 ЭД^/ч2. ' . ' ' , .

Старение (625°С, Зч) значительно повышает устойчивость аустенита ■ к образованию ьС - мартенсита деформации: максимальный уровень, удельной намагниченности насыщения снижается до 2 Ic^civr/r при - 20°С. Характер зависимости механических свойств от температуры практически' не изменяется. Уровень прочностных свойств с уменьшением температуры испытания от + 350°С до - 196°С, повышается:.¿>вот 900 до 1290 ívffla.ó^ от 600-до 1120 МПа. ■ Испытанная при + 20°С сталь характеризуется.высоким уровнем прочностных и пластических свойств:= 1220 MIa,ö^2= 920 Ша, §5 =30$, $ = 3$, KCU = 0,53 МДд/м2. „ • . Применение обработки "аусТенитизадая +' старение, позволяет ; .применять немагнитную высокоазотистую сталь'6QTI4X9A2052 в температурном интервале - 196 * + 350^0,в состоянии с нужным сочетанием прочности и вязкостно-пластических свойств при немагнитной структуре: <¿>& = 980 - 1290 ¿ffla,<¿>ol= 600 - 1150 Mía, = 20 - 50$, = 20 - 53$, KCtk:0,3 - 0,95 ВДд/м2.

Сталь 60Г14Х9А2СФ2 в состареннш состоянии в сравнении со сталью 8СГ14Х9А05Ф2 обладает более высокой устойчивостью к коррозии в-слабоагрессивных средах. (3$ раствор NaCt~ в 2,5.'раза), износоустойчива (интенсивность износа Л. =.(Г,024 - 1,1*675)'-1СГ9), свариваема. ' .

5'. ЖСЛВДСВАНИЕ ЭФФЕКТОВ ДИСПЕРСЙСННОГО.УПРОЧНЕНИЯ' СТАЛИ С ПОВЫШЕННЫМ СОДЕРЖАНИЕМ АЗОТА.

Устойчивость аустенита к образованию об - мартенсита дефорюдаи, структура- и уровень механических свойств стали определяются химическим составом. Исследовали влияние " наиболее сильных аустегатообразуацих элементов - углерода,, азота,. маргангр

на .устойчивость аустенита к образованию .сС - мартенсита, микроструктуру, комплекс прочностных и пластических свойств сталей системы Ре - Мп -Сг -У-С ~ N.

При изучении совместного влияния углерода (0,27 - 1,05$)-и азота (0,05 - 0,3$) на исследуемый.комплекс свойств установлено, * что после аустенитизации (1180 - П90°С) аустенит всех .исследуемых составов стали (табл.1, серия пл. 1-Ш) устойчив к образованию ьС- - фазы при охлаждении вплоть До - 196°С.

Структура сталей типа П4Х9А0532 с повышенным содержанием углерода (табл.1, серия пл. I) -аустенит с двойниками и крупными частицами .фаз типа Ме( СЫ) не растворившимися при аустенитизации, количество и величина которых с повышением содержания углерода увеличивается, а размер аустенитного зерна уменьшается .. ■

от 5 до 9 балла.

■ При 0,6$ углерода графики зависимости имеют

максимумы, отвечающие соответственно 74$, 64$, 2700 Ша • (рис.1)., При содержаниях углерода менее'0,6$ образуется - мартенсит деформации, уровень механических свойств снижается. При . концентрации углерода более 0,6$ характеристики прочности увеличиваются, достигая максимума при 1,06$ С (<¿2, = 1200 Ша, ¿>^2 - 640 Ша), аснижаются вследствии охрупчивания, вызываемого йерастворившимися при аустенитизадии карбидами, расположенными по границам зерен аустенита. Легирование углеродистых сталей азотом е количестве до 0,2$ приводит-к существенновд измельчению'аустенитного зерна: ' ■ до балла-II при 0,4$ С и до балла 12 при 0,98$С. Количество и равномерность распределения иерастворившихся при

аустенитизавди с£аз увеличивдотся, а их размер заметно уменьшается. Увеличение концентрации азота до '0,3$ не приводит к заметному изменению величины зерна.

Характер зависимости механических свойств высокоазотистых сталей отличается..от сталей углеродистых более1 пологим расположением концентрационных кривых. В результате легирования углеродистых сталей азотом увеличиваются прочностные свойства (¿>Ь, ¿0.2 ^ аустенита, что обусловлено измельчением зерна и . повышением степени твердорастворного упрочнения. Пластические свойства, истинное сопротивление разрушению в интервале концентраций углерода 0,4 - 0,7$ несколько-снижаотся, а вне границ этого-интервала повышаются или остаются ка прежнем уровне.

№ки смумы ха ра кг ер истик , !Р, 5Ксовпадают с ма кс имумами

Эк, МПа

2200

1900

1600

1300 МПа

1300

1100

900 бо.г, МПа

1000

800

600

а ч?° 05,%

цо

У5, %

АусТЕНИТЦЗАЦЦд АуСТЕНИТНЗАЦИЯ+СТАРЕНИЕ

0

ш

У-

о' — сГ

А .,_л----Л— А-- —

У

А Ч ___ -.о

-

__ А

о-'"

•

—А Фф ____—1- СГ~ о;-4- ___А— о-Ощ- ___А

I

. ' о'

о - 0.05%N о - ОДО'/.К А - О.ЗОУ.К

——1— , | ____ > о*-»

40 10 )

J_I

0.3 0.5 0.7 0.9 С.% 0.3 0.5 0.7 0.9 С.%

Рис. I. Влияние азота на механические свойства сталей системы

Ге-Мп-Сг -У-С-М

аналогичных кривых углеродистых сталей при.концзнтращи углерода .около 0,6$, являющейся -границзй мета стабильного равновесия |(Ч"<£- фазовых областей. Механические свойства стали 60Н4Х9А20Ф2 характеризуются высокими значениями прочности и пластичности: ¿>& = 1170 Ша, ¿>0д= 630 МПа, = 62$, iß = 56$, KCl! = 2420 МПа. Электронномикроскопическим и магнитометрическим исследованиями сталей 40TI4X9A2CS2, 60I14X9A20Ш и 80Г14Х9А2СФ2 установлено, что в недеформированном состоянии структура изменяется следующим образом: при 0,4$С -наблюдаются дефекты упаковки (д.у.), плоские скопления расщепленных дислокаций'и крупные (разгром до 400 нм) частицы, вероятно карбонитрида ванадия типа V(CN), округлой формы; при 0,65$С количество д.у. и плоских дислокаций умень- ' . шается, появляются параллельные дислокации, размеры частиц thnav(CN) увеличиваются до I0C0 нм; при 0,81$ С - дислокации образуют сетку с тонкими стенками. После деформации растяжением структура изменяется в следующей последовательности: при 0,4$ С ~ оС ~ мартенсит деформации, линии скольжения,, ' перекрывающиеся шкетами д.у. на фоне мощных дислокащонных скоплений и деформационных двойников; при 0,65$ С «£- мартенсит, не обнаруживается, наблюдается наличие областей с высокой-плотностью' деформационных двойников; при 0,81$ С плотность деформационных двойников снижается. Таким образом, наличие .максимумов на кривых концентрационной зависимости высокоазотистых сталей при 0,6$ С связано с .реализацией эфф.екта деформационного двойникования. Изменение содержания азота в пределах 0,05 - 0,30$ а исследуемых сталях системы Те - Mh-Cs-VtC'N не влияет на положение наблюдаемых максимумов относительно концентрации углерода. При равном суммарном содержании . углеродоазотистые стали с нестабильным при растяжении аустенитом ($С < 0,60) прочнее углеродистых,-но менее пластичны, а углеродоазотистые стали со стабильным аустенитом ($С >0,60) при практически равной прочности пластичнее углеродистых В результате старения (625°С) устойчивость сталей с ■нестабильным аустенитом, легированных углеродом и совместно углеродом и азотом, повышается. Углеродистые стали существенно упрочняются, но, вместе с тем," резко снижаются их пластические характеристики и истинное сопротивление разрушению. Так, напри;ер, Оа2 стали 60И4Х9А05Ф2 увеличивается на 550 МПа, а д5 и Sk

соответственно уменьшаются в 3,6 и 1,5 раза. В высокоазотистых сталях процессы упрочнения не сопровождаются-. значительной потерей пластичности. В частности, у стали 60Г14Х9А20Ф2, несмотря, на более высокое суммарное содержание (C+.N ) = 0,85$ в-сравнении со сталью 60IT4X9A05<ß (C+N ) = ' = 0,65$ снижается всего дашь "в 1,5, a Sk в 1,1 раза при увеличении <¿>02 на 380 МПа. Из, сопоставления отношения прироста предела теку чести A ¿>0¿ к снижению пластичности ЛО^ исследуемых сталей следует, что с точки зрения обеспечения запаса пластичности стали высокоазотистые более предпочтительны, чем углеродйстые: при одинаковой приросте пр оч ноет и-Д ¿^снижение пластичности А О5 у высокоазотистых сталей значительно Меньше. Сталь 6CTI4X9A2QS2 после старения имеет наиболее благоприятный- комплекс механических свойств: <¿>b = 1350 Ша.Сэ = 980 Ша, .= 40$, $ = 38$, .

SK = 2200 •

Стали с содержанием марганца 7 - 16$ (табл.1,, серия пл. XV) в аустенитизпреданном состоянии имеют аустенитную структуру, за исключением сталей 40I7X9A20S2 и 60Г7Х9А2Ю2, в которых образуется - мартенсит. При дефорвдщи растяжением количество оС - фазы увеличивается за счет образования деформационного c¿ - мартенсита, что подтверждается четко обозначенными зубцами на участке деформационного упрочнения диаграшы'растяжения.

С повышешем содержания 'марганца от 7 до 16$, устойчивость аустенита к образованию c¿ - мартенсита деформации повышается, характеристики¿g»^»¿(»увеличиваются,.достигая максимального значения при'13 - 15$ (<о& = ИЗО - 1180 Ш = 58$). ■ , Предел текучести от содержания марганца практически'не зависит и не превышает 600. МПа. После старения (625°С, 4ч) склонность механических характериетик^Д^Зкк повышению по мере увеличени: содержания марганца сохраняется. Концентрационная зависимость изменения предела текучести и относительного удлинения характеризуется криволинейной зависимостью от содержания марганйр с максимумом при 14 - 15$:<ой2 увеличивается почти в-2 раза (дет 1000 МПа), достигает 1300 - 1400 МПа, при сохранении

высокого уровня относительного.удлинения 35 - 40$ и структуры, устойчивой к образованию оС. - мартенсита деформации. Содержание марганца 14,- 15$ в.сталях изучаемой система легирования " пр ед ст ав ляк?т ся о пт има льным д ля р а з ра бо тк и се ме йс тв а ко нк ре тных , марок негЕгнитных- Высокопрочных конструкционных сталей.

Установлено, что с увеличением соотношения между концентрациями азота (0,05 - 0,34$) и углерода (0,46 - 0,67$) от .0,075 до 0,74 при их постоянном-суммарном содержании (C + N ) около 0,75$ в стали типа Г14Х9АФ2 после аустенитизации (П80°С), . при N/C = 0,31 резко измельчается аустенитное зерно," (от 0,031 до 0,011 мш), уменьшается параметр Ü кристаллической решетки аустенита (от 0,36149. до 0,36109 нм), что" свидетельствует о более высокой устойчивости к.диссохдаации при высокотемпературном нагреве избыточных фаз в преимущественно углеродистой стали ■ ■ по сравнению с углеродоазотистой. ñpn.N/C более 0,31 величина зерна и ларамзтра. Ü изменяются незначительно. Уровень прочностных свойств (0%,¿>a¡)-практически не зависит от величины N/C, пластические свойства, и истинное сопротивление разрушению с увеличением N/C от 0,075 до 0,31 несколько снижается, а при N/C выше 0,31 практически не изменяется. После старения (625°С, 4ч) склонность сталей к упрочнению снижается с увеличением

N/C и особенно заметно в интервале .N/C = 0,31 - 0,75, Старение при 700^ вызывает в стали с N/C-0,075 выделение крудшх образований ка-рбидов по границам зерен, приводящих к охрупчиванию, а в стали с N/C = 0,74 происходит лишь незначительное утолщение зеренных границ и относительное удлинение сохраняется на достаточно высоком уровне ( §5 = 20$).. Исследованием влияния температуры (1050 - 1300°С) аустени-тизадай ш микроструктуру, механические свойства стали 60Ш4Х9А30Ф2 и'90Г14Х9А05Ф2 с равным суммарным содержанием ,(C + N ) около 0,9$ показанЬ, что частичная замена углерода (около 0,30$)- а стали 90H4X9A05S2 азотом повышает устойчивость стали (6QTI4X9A30Í2) к росту зерна и перегреву, увеличению . прочностных ( <¿>Qf <é>Q2) и пластических ( $ ) характеристик, твердости. Более низкое значение параметра <5 кристаллической решетки аустенита-стали■ 60П4Х9А20Ф2 в интервале температур 1150 -'1300°С, свидетельствует о повышенной устойчивости избыточных фаз к диссоциации при высокотемпературном нагреве. Температуру-аустенитизации около 1200°С следует счита'ть оптимальной, .т.к. она обеспечивает достаточно полное растворение избыточных фаз в стали 60Г14Х9АЗСФ2 при получении мелкого аустенит'ного зерна размером до 20 мкм (балл 7-8), высокий уровень механических свойств ( <оь = 1300, Ша, <¿Q¿ = 580 МПа, 05 = 73$, 5<= 2310 1ЛПа) при устойчивости структуры к образованию деформационного сС'~ мартенсита.-После старения (625°С, 4ч) сталь 60Н4Х9А30Ф2 сохраняет повышенный уровень пластичности ( §5~4С1$)

при достаточно высоком уровне прочностных■ свойств ((¿ь= 1300 МПа, ¿й2 = 900 МПа). Зависимость условного предела текучести, и относительного удлинения от повышения температуры аустени-тизации показывает, что высокоазотистая сталь 60П4Х9А30$2 в: сравнении с углеродистой сталью 90П4Х9А05Ф2, имеет более благоприятное сочетание характеристик механических свох5ств: после'аустенитизации при одинаковом уровне относительного удлинения она прочнее, а после старения при одинаковой прочности гагастилнее (рис.2).

с!

900

О

700

500

—-Ча i , 3 I

V1 Г- /■2 г

Т2

20

40

60

Рис»2. Соотношение прочности ( <¿>qx ) и пластичности ( 85 ) сталей 90Г14ХЭА05Ф2 (I, 3) и 60П4Х9А30£2-(2,4) в зависимости oí повышения температуры аустенитизащш ( о - Н00, © - 1150,

О - 1200°С) в состоянии после аустенитизащи (1,2) и аустенитизации с последующим старением (3,4)

Ss. %

Установлено, что дисперсионные упрочшшцие фазы в стали 90И4Х9АС6Ф2 представлены карбидами типа Мб?^ и карбо-ни то идами типа У(СН), а в стали 60И4Х9А30Ф2 главным образом карбонитридами типа У (СМ) . Сталь 60И4Х9А30Ф2 после обработки по режиму: аустенитизаиия при 1200^ + старение 625°С в течение 4ч характеризуется высоким уровнем прочности и пластичности: <ьь = 1310 МПа, 980 МПа, $5 = 35$, Ф = 25$. "

Исследованием влияния температуры обработки в интервале - 1964- + 700°С продолжительностью 4ч на' механические свойства X - твердого раствора сталей с карбидным (80П4Х9А20Ф2) и 1арбонитридным~(60114Х9А20Ф2) упрочнением, имеющих равное суммарное содержание (С+.М) около 0,8$ установлено, что заглзтное повышение прочности и снижение пластичности сталей происходит при температуре выше 500°С. Более высокая интенсивность упрочнения с повышением температуры старения наблодается V стаж 80П4Х9А05Ф2. Сталь 60П4Х9А20Ф2 характеризуется после старения при температурах выше 550°С в сравнении со сталью 80Г14Х9А20Ф2 иошттшт значениями пластичности и ударной вязкости как на обычту

- ¿U -

образцах, так и на образцах с наведенной усталостной трещиной. Старение при температуре 600 - 650°С обеспечивает получение у стали 60П4Х9А20Ф2, высокого уровня прочности и пластич- ■ ности: 1160 - 1220 МПа.ё» = 810 ~ 930 МПа< = K0U = 0.5 - 0,3 Щж/м2. • . ' ..

• Исследованием кинетики старения (650°С) сталей показано, что высокоазотистая сталь обладает пониженной скоростью . упрочнения, что обуславливает получение повышенных значений 5К. Лучший комплекс механических свойств при . устойчивости структуры к образованию • сС - фазы ( ¿ь = 1210 - 1230 Ша,(ойг.= 900 - 970 Ша, 43 - 40$,

$ =-40 - 35$, KCIJ = 0,6 - 0,42 МДж/м2, твердость 33-35 едШ обеспечиваатся после термической обработки по режиму: аустенитизащя при температуре около 1200°С с быстрым охлакданием в воде, старение при 550°С продолжительностью 5 - 8ч,

6. УПРОЧНЕНИЕ АШТИСТО-УГЛЕРОдаСТЫХ СТАЛЕЙ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ВИДАХ ТЕРМИЧЕСКОГО, ДЕФ0Р-ШЩСННОГО И КШШШРОВШСГО ДЕФОРМАЦИОННО- ТЕРМИЧЕСКОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ.

Показано (рис.3), что сталь 60П4Х9А20Ф2 с содержанием углерода 0,60$ обладает высоким уровнем прочности при высокой пластичности и устойчивости структуры к образованию деформационного мартенсита при упрочнении любым из рассматриваемых видов обработки: А, А + CCA, А + ХД, А + ХД + CCA, А + ТД. Вид обработки не влияет на положение концентрационной по углероду границе^ существования фазовых областей £ - 'и •

при деформации. Старение сталей с аустенитом неустойчивым по отношению к деформационному превращению (%С< 0,6),под-

вергнутых обработкам А и А + ХД, повышает его стабильность. Применение -рассмотренных обработок обеспечивает получение в стали вСГ14Х9А20Ф2 немагнитной структуры и заданного уровня механических свойств в пределах=1112-1890 МПа,6йг= 5601830 МПа, 85 = 19-60$, <£=49-56$,SK = 2200-2640 МПа,- твердость 25-45 елН№. . ,

Прокатка в режиме деформационно-термической обработки (ДГО) приводит к значительному упрочнению сталез"? 60IT4X9A20S2 и 80Г14ХЭА05Ф2 в сравнении с их состоянием, достигаемом после аустенитизадаи (табл.3). В сравнении'со старением (600-700°С) ДТО обеспечивает одинаковый уровень прочностных характеристик при повышенном уровне пластических. Соответствие упрочнения 'при ДТО и ССА свидетельствует о том, что главны.»: у1[роч-няющигл

Е . 1500 . <«

1500

=* а

а &

I г чоо

си к

1 -----—

¡-¡■4-

1 1 -1 * |

1

5 д А -аустенигтдация ^ 3 ССА-специ&лно? старе

„■ ^ миг аустенитсс

2 • хд - холодная уерорма-

3 <Тк - тепиая дерорма-

о • 0.Н 0,6 ШВ 10 0А 16 18 L0.ll.tl 0.6 0.8 10

Содержание уыерода,

Рис.З. Зависимость механически* свойств и 40-100ГХ4Х9А20']?2 от содержания углерода и

0.Ц 0.5 (.8 и 0.4 0.5 на 10 %

.удельной намагниченности насыщения сталей' способа упрочнения

процессом' при ДТО является дисперсионное упрочнение, а повшенный уровень вязкости и пластичности сведет ель с твует о .его ином и более эффективном развитии, чем при нагреве без деформащи. Варьирование продолжительностью С гщп в'пределах 30 - 330с (рис.4) не оказывает существенного влияния на механические свойства, что обусловлено достаточно полной реализацией при ДГО процесса динамического, старения в. течение минимально возможной паузы - 30с.

Таблица 3

Механические, .свойства проката после различных', обработок

Обозначение . стали . Обработка Механические свойства .

бв (¿02 §5 ■кси Твердость

Ша % ВДж/^ едНИ)

80Г14Х9А05Ф2 А 1070 570 58 50 1,85 19

ОСА 1350 1100 ■ 20 20 . 0,40 33

ДТ0(охл , 1400 1100 22 \26 0,45 38

в воде)

•6СП4Х9А20$2 . . А • . 1040 470 . 61 55. . 1,55 18

■ 1 ОСА 1250 1000 20 15 0,52 . 35 .

ДТ0(охл 33

в воде 1320 980 32 0,65 36

При более длительных выдержках -проката (на воздухе) появляются признаки протекания статического старения. С .точки зрения ' обеспечения немагнитности более предпочтительной.представляется ' пауза 1(1дп= 30с. 'Более мелкое зерно (балл II- 12), более высокая дисперсность избыточных фаз обусловливают повышенный уровень пластичности и ударной вязкости стали 6СГ14Х9А20Ф2., в. сравнении со сталью 8СГ14Х9А05Ф2 при несколько пониженном уровне''прочности. сС - фаза в стали '60П4Х9А20Ф2 стр'уктурно не обнаруживается. Лучший комплекс свойств немагнитного . сортового проката стал^'60Г14Х9А2РФ2 достигается при его производстве способом ДТО: = 1350 МПа,<о01 = 990 МПа, §5. = 33%, $ = 32$,КСи= 0,65 твердость 35 ед НКС

При пониженном до 12,6$ содержании марганда в высокоазотистой

14 1 —И- -

си уг

г -К—

1 о а —II—р 1

V._■ С^А 1 ■?- .

1700

я

и 1500

а 700

«а

500

300

Е 0.74'

Е 0,72

о 0.70

О, 0.68

30

i

IV . ....... ■

■1

Э

- - . ! : 1

1 г 1 „ 1

Я 1 -г^^-

\ 1

\ \- ! , ---—О 11 -1-1)- Э- 1

150

330

Т/7Ая, С ДТ0-1

1000

Рис .'4.' Изменение механических 'свойств проката сталей- -60П4Х9А20Ф2 (О) и 80И4Х9А05Ф2 (•) в зависимости от обработки и .продолжительности после-деформационной. паузиТГщд при ДТО: А - аустенитйзация ДГО - деформационно-термическая обработка,, ДГО-1-охлакдение в воде, ДТО-2-охлаждение на воздухе

стали 70И2Х9А2Ш2 образуется - мартенсит дефориащи, снижается уровень прочностных свойств.

На основании результатов проведенных исследований по влиянию легирующих элементов, видов и режимов упрочняющих обработок на структуру, фазовый состав, комплекс механических свойств, разработана новая конструкционная немагнитная аустенитная высокопрочная и высокопластичная сталь типа 60Г14Х9А2СФ2 (ЗИ 131), устойчивая к коррозии и износу. Освоена промышленная выплавка,'ковка,-прокатка и волочение этой стали на Златоуствсдом металлургическом заводе'. Проведены с положительным результатом опытно-промышленные технологические испытания стали ЗИ 131 в виде сортового проката диаметром 60 ш на Кунгурском машиностроительном заводе при изготовлении изделий (дисков пяты турбобура), работающих на износ в сложных условиях эксплуатации. Сталь технологична при горячей штамповке, резцовой обточке, шлифовании.

ВЫВОДЫ

1. Исследованы условия усвоения азота расплавом и разработана на принщпах. оптимизации легирования азотосодержашими ферросплавами технология получения в открытых индукционных печах высокоазотистых аустенитных сталей системы Ре - Мп-Сг-У- С-Я .

Для получения Ряда новых марок аустенитных сталей типа 60Г14Х9А2052 с концентрацией азота до 0,30$ расчетное содер--жание азота, вносимого в расплав.азотированными ферросплавами, должно составлять не более 0,40$.

2. В результате исследований металлургического качества новых сталей типа 60И4Х9А202?2 как в слитках, так и в деформированных заготовках оптимизированы пределы концентраций основных компонентов: азота, угле.рода, марганца, хрома, ванадия, кремния, серы, фосфора - с учетом равномерности их распределения, технологичности стали при переделах, устойчивости аустенита

и комплекса физико-механических свойств.

3. Спецшальные технологические испытания на горячее кручение и опытно-промышленное освоение производства сортовой заготовки из новой вы со ко аз от не той стали' 60П4Х9А 20Ф2 показали, что оптимальный температурный интервал горячего деформирования, обеспечивающий при различных деформационных переделах (ковкой

и прокаткой) хорошую технологическую пластичность/соответствует 1050 - 11509с,

При производстве деформационно-термически упрочненного проката из стали 60И4Х9А20Ф2 прокатка успешно осуществляется при температурах около 850°С.

4. Экспериментально, путем варьирования температуры-в пределах 800 - 1300°С и продолжительности печного нагрева в пределах 2 - 2&ч установлено, что нагрев стали типа 60Г14Х9А2052 с содержанием азота до 0,30$ в технологически общепринятых условиях обработки, при температурах вплоть до 1250°С, проходит без заметного 'изменения концентрации " азота по сечению заготовки. ^ •

5. .Исследования микроструктуры, фазового состава и физико- механических свойств разработанного ряда высокоазотистых сталей типа 60И4Х9А20Ф2 в различных- состояниях: чисто аустенитном, .после специального-старения аустенита, после отдельных и комбинированных видов деформирования, после, деформирования и статического старения, показал!, что в результате легирования азотом в пределах 0,20 - 0,30$ монет быть получена практически любая .металлургическая продукщя (поковка, прокат, проволока, метизы), отличающаяся высокой-устойчивостью аустенита с варьированием значений основных характеристик механических свойств в пределах: = 1070 - 1890 МПа, é02 = 600 - 1830 Ша,

$5 = -19 - 62$, Ф = 25 - 56$, = 1920 - 2640 Ша, KCU = 0,5 - 1,55 ВДд/м2. ' ' '

6. Еа сталях системы Fe-Mn-Cs-V-C-N ■как лабораторных, так и промышленных плавок проведено исследование влияния заданного соотношения концентраций углерода и азота при практи-

. чески одинаковой сумме 0,9$) на микроструктуру и комплекс-механических свойств и изучено влияние'азота на механические свойства стали типа 60Г14Х9А2Ш2 в чисто аустенитном и состаренном состояниях. "

Частичная замена углерода (около 0,30$) азотом а преимущественно углеродистой стали 90П4Х9А05Ф2 повышает устойчивость стали 6QTI4X9A3CQ2 к росту зерна и перегреву.

7. Обнаруживаемые при содержании углерода около 0,6$ максимумы на кривых зависимостей значений как характеристик-пластичности <$5 , Ф , так и прочности d>b, óo2, ¿к .от концентрации угле рода с та лей системы Fe-Mri-Сг-V-С-N

с повышенным содержанием азота обусловлены согласно структурны.! . исследованиям интенсивным развитием деформащонного двойникования, развивающегося при растяжении образцов. - - "

Изменение содержания азота в пределах 0,05 - 0,30$ в-исследованных сталя* системы Fe - Мпт Cz-Y- С -N не влияет на положение наблюдаемых максимумов относительно концентрации углерода. ■■

8. После аустенитизации при равном суммарном содержании азота и углерода углеродоазотистые стали с нестабильным при ■ растяжении аустенитом ($С '^0,60) прочнее углеродистых, но менее пластичны, а углеродоазотистые. стали со стабильным аус.тенитом ($G >0,60) при практически равной прочности пластичнее углеродистых.'

Такие стали обладают одновременно необычно высокими для аустенитных сталей характеристиками прочности и пластичности: (¿>ь = 1170 Ша, <oR2 = 630ТЯа, S5 = 62$,' Ф = 56$, SK = 2420 Ша (сталь 60Г14Х9А20Ф2).'

.Высокоазотистые стали типа 60И4Х9А20Ф2 в состоянии после специального старения аустенита по сравнению с углеродистыми сталями при равном содержании углерода характеризуются-меньшей ' интенсивностью дисперсионного упрочнения и, как следствие, более высокими характеристиками пластичности при несколько меньшей прочности. Изделия из. стали 60Г14Х9А20£2 после.старения могут обладать высоким комплексом механических свойств: . ¿6 = 1350 Ша. ¿¿2 = 980 МПа, ' 85 = 4Q$, $ = 38$, S* =2200МПа .

9.На основании полученных результатов исследований разработана новая конструкционная немагнитная аустенитная высокопрочная,

и высокопластичная сталь типа 60Г14Х9А2СФ2, устойчивая к коррозии и износу, на изобретение которой получено авторское свидетельство. В итоге промышленного освоения выплавки, ковки, прокатки и волочения этой стали, на Здатоустозскогл металлургическом заводе разработана марка стали ЗИ 131.

■Основное"содержание работы отражено в следующих публикациях:

1. Бащенко А.П., Кольчак'B.C., Хасин Г.А. Разработка и исследование новой аустенитной стали на хромомарганцсвой основе.-Тезисы докладов научно-технической конференции "Новое в металловедении и термической обработке металлов и сплавов" Челябинск, УДНТП, 1983, с.21. '

2. Баи©нко А.П., Кольчак B.C., Попова-Т.Н.. "Деформационно^ - термическое'упрочнение сталей системы Fe - С - N— Мп-Сг-V. -Тезисы докладов Всесоюзной научно-технической конференции "Проблемы создания и применения высокопрочных конструкционных •" сталей", Москва, 1983, с.36.,

3. Бащешсо А. П., Кольчак B.C., Попова Т.Н. Разработка состава и упрочнен® азотосодержащей мета стабильной аустенитной хромомарганцевованадиевой стали. - Тезисы докладов научно-технической конференции "Интенсификация процессов термической и химико-термической обработки металлов", Челябинск, УДНГП, 1984, с.37-38.

4. Бащенко А.П., Кольчак B.C., Попова Т.Н., Хасин Г.А., Бескаравайная О.С. "Выплавка в открытой индукционной печи аустенитной стали с предельным содержанием азота.

Сталь № 12, 1984, с.24-26.

5. Бащенко А.П., Васильева А.Г., Георгиева И.Я., Васильева Р.Я. Черненко А.Н.» Хасин Г.А.', Кольчак B.C., Попова Т.Н. 'Немагнитная сталв. A.C. JS III0815 С 22 С 38/38 СССР, Открытия Изобретения, 1984, JS 32, с.79.

6. Бащенко А,П., Кольчак B.C., Хасин Г.А., Черненко А.Н., •Упрочнение высокомарганцовистой аустенитной стали.

Сталь, 1990, J5 2, с.88-91.

7.. Бащенко А.П., Кольчак B.C., Бразгин И;А; 'Влияние азота на структуру и механические свойства сталей .системы Fe-Mn-Сг-\/-С. МиТСМ, 1990, Je 9, с.22-27. '

8. Бащенко А.П., Кольчак B.C., Черненкр Л.Н. Деформационно- термическая обработка, микроструктура и физико-механические свойства высокопрочных аустенитных сталей - Тезисы докладов семинара "Структура и свойства легированных сталей*)

Киев, 1992, с.11-12.

9. Бащенко А.П., Кольчак B.C., Черненко А.Н. Роль азота в формировании структуры, фазового состава и механических свойств конструкционной аустенитной стали на Сг-Мп-V основе -Тезисы докладов "Вторая конференция по высокоазотистым сталям" Киев, 1992; с.101-102.

Типография Злат. мет. завода Зак. Тир. 100 экз.