Структурные факторы поверхностного растрескивания при горячей прокатке аустенитных коррозионностойких сталей тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ИД УК СССР УРАЛЬСКОМ СЗДШЗШ ФИЗИКО-ТЕХй ¡ЧВСКЛЙ 1 Г.ОТТГУТ

lia правах рукописи ЗШЧШКО Соргей Александрович

УД1{ 669.1.018:620.191.33 :б21.745.019:535.211

СТРУКТУРНЫЕ ФАКТОРЫ ПОВЕРХНОСТНОГО РАСТРьСКВАлМ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ АУСШЗДНЦХ КОРРОЗШШОС'ГС^Ж СТАКЛ

01.04,07 - физика твердого тела, 05.I6.CI - металловедении и термическая обработка металлов

А в т о F S i s ? а т диссертации на соискание ученоЧ стеяечн хаадицато технические чаук

ifeteiCi: iïw

Работа пшюянепа в Физшло-техиическом институте УрО АН ССС Научный руководитель: доктор физико-математических яаУк Титоров Д.Б.

Официальные оппоненты: доктор техничзеких наук, профессор

Грачев C.B.

кандидат технических наук, доцент Буркаков Н.К.

Ведущая организация: Челябинский научно-исследовательский институт металлургии

Защита состоится " " tt^û/t-JL- 1990 г, в "час, fia заседании Специализированного совета К 003.58.01 при Физико-техническом институте УрО Ail СССР по адресу: 426000, Ижевск, ул. Кирова, 132, ёТИ УрО АН ХСР.

С диссертацией ыокно ознакомиться в библиотеке института.

Автореферат разослан » jggo Г.

Ученый секретарь Специализированного

■■■■ ; '■Л'/ 1!

/цгчлггыюсть тзс^ота». Аумжкпго аогрхг.смцгуоНхао етпл в езясп со сяогдчлч хюмчрун;'« "с; ч'вач ' -- йсрригь

обксл,ст р.чч.о:; особенное'«!'}» ';>: >,:хгу ¡¡г: грс гчадсаво.

гтоИ^гл.дпокт при проэтгс-ч«1?' ^ при-п-д зуятдг.ггягйс сталой соо'/а аергдаа (£,4 - ';/«• гпн: оргглеп ¡ппко^а у гол к проиавонс'1-.-»о ¡¡рокг.гя по ииииетер,*'.";;гя;.;.':!:.ч'И ОХР

Г;с1 э того, огаочо-^гк:п■ та:"? п. ■ .■кр-.-ггап'исун

;к; .-■пс:ч> ¡;.'л рр ^юсходя;' гядо^.гс у: -• и"'.- и'. <■ • [.уцгдио; .

1 о.'Н' 'гОв'гиач^с^с';;'.-^.'."- с;;:;- «е !•. - л:»-.

рТ'Л;' !■ ."V.:.; ¡ИИЮ £•;>-

фе::т к,г; ни отаеяькнх пр<здг1?!!ятоя5С, та? и по отр'лсяй з цзло».

ОдПОГ» ¡13 ср'^сгиечнык ПрЧФШ бита«« ПЭЭДО.ТП и ОЧ!"н.Г.шя 'Погода годного аустсни'П-.ет коррозиончостоНш; гтс-лей тглиегс.ч образование поверхностных: дефектов, в осксвко;«, рвлнии, ¿деление» поверхностных дефектов - дорогос-тоягдая и "грудоемчзл операция. Нем »том не всегда обэспачмзаотся получение качественного гогунего продукта. Потери от э5диркц дефэ::?но? поверхности просить, и з?.-браковки отдельна сильно поракеак-к рьач;;ч£мя заготовок иогп достигать порядка Ок1й ч/г.

Возникновение дефектов и та развитие при пластической деформации зо многом определяется структурна.'/ факторами, па ;;ове;:е-ние аустекктшдс столой в процессе горкчзй обработки дс^денцеы существенно а вл/якие ^каанзад^ тип структуры нрис™Еишпр.ц;«и, количество и морфология 5 - фэршта, содерт.гши;? пене'/аяянчадг'ял аключенип и примесей, задзлекак хруикоа б - Тазы к др. Наряду »тш, определенное значение в пвоцесге рястресянза'!;1.ч ¡ш-^т состояние подерхноста металла. Во :г;<ог;«г е.\у Г'.т-- кр-.тгдан«!:.»

появления тае^ин возникают на стадии формировании слитка, я при горяч^Г; пластической деформации грацшш лишь развиваются до э.ча-•ь-.тельшлх разиерое.

УЙЙЫЦЗЙ^Й!;! явлиауся:

- исследование структурного состояния аустекитньк корроаион-нестойких старей, <$ормдру»чегося и резул.,?йте кристаллизации и горячей пластической деформации;

- вьшб..гкне струт-урньсс факторов, оказывают« определяющее влияние на снжение гьчг о клтемпарагурнай пластичности и пснерхное но« растресгиванче при горячей прокатке;

- изькн&ние путей повышении технологической пяастьчноихи смткоа и заготовок за счет уменьшения влияния К'згатиыных факторов , нейтрализация которых не предусмотрена действующей технологией В1ллайки и производства проката, а также за счзт создания блы'оприя?ного Бысокотеапзратуркого структурного состояния метал

Лй, о

поверхности слитка электростали аусте-нлтнач коррозиошостейкия ..арок обнаружен не упсиин&емыР ранее в литературе тип трещин - кристаллизационные микротрецины. Подокна их роль в скшекш: гшаокс'геипературной пластичности, к инициировании поверхностного растрескивания при горячей прокатке Обнаружена линейная корреляция высокотемпературной пластичности стали 08Х20Н9Г71 с удельной концентрацией свинца-, приходишься на единицу мелфазной поверхности феррит/аустекит.

Показано, что проведением двухступеыатой гзрмшезксй обработки, чклочамцей вдержку в интервале карбидного превращения и

пс-следтацую гомогеннз&цки с . П'ервале температур нагрева под

о

прокатку, ыокчо счиса-исъ меяфг«з»у«> границу форрхт/эустеккт о»

копившихся на ней прн кристаллизации и последующем охлаждении тали легкоплавких примесей. Проведение такой термической обра-отии обеспечивает восстановление инсокотемпературноЯ пласглчнас и до уровня практически чистой по прилейям стали.

Установленоч что скоростным нзгрево?.; и охлаждением (лазером) поверхностном слое аустекгаюй стали можно получинь чисто «рритнуы структуру, обладающую больизй (примерно на 20%) п ¡равнении с исходной структурой высокотемпературной лластиччостьп,

Практическая ценность. Показано, что структурное состояние •оркозого слоя слитка оказывает супсствегноэ влияние на вксоко-.'емпэра-гурную пластичность и сопротавзе:»пв позер?ностно;.у растаскивании при горючей прок&ггее аустенитаьк гсоррознонкостчШсих ¡таю?}.

Установлена предельно доцустимая концентрация нерестзориучч 1егкоплазких приыесей в слитках аустеЕотгных коррозношшстоЯких зталей - 0,002%, мае); обезпечнеаэщая ст&бмльниП ¡знход

;-одного при горячей прокатке.

Разработан режим термическая обработки, обвсаечипжциЯ пог. -становление высокотемпературной пластичности аустенпгпоП стали, эхрулченной легкоплавкими примесями.

Ряд практических рекомендаций, разработанных в ходе выполнения работы, направленных на оптимнзац'яо температурчо-дя^орич-ционных условий горячей прокатнк, ограничение содержания воримых легкоплавких примесей в н&стояцео время испольпу?тся г-производстве проката аустенигных к орро з и о;! н о с т о ¡: и х сталзй на производственном объединении *Чксталь" с фактическим скононк-ческим эффектом 54,3 тыс. руб. в год.

Апробация работы. Основные пояснения работы доклац^чалио-

- о -

на 3-й Ресцубликешслод научной конференции молодых ученых "Автоматизация и механизация трудоемких процессов" (Иг.ееск, IS83 г.); па Ущгуртскей республиканской научно-технической конференции "йусг'ресснвипе процессы термической и химико-термической обработки ыотшглсе и сг^схов" (й;евск, 1983 г.); на Всесоюзной на-учко-гег^чаоиоК tro:"йнтеркристаялиткая хрупкость сталей и сплаг.сз'1 ilíiczai¿SS4 г.); на 6-и Всесоюзной совещании пс взаимодойетьиа ¡.:к;ууг дислокациями и атомами примесей и свойствами сдвагсЕ (Ту^а» Iv35 г.)»' на научно-технической конференции °'Совреииа;ц.г истод:-: игс~едовани8 в ыеталловедвипц" (Устинов, 1935 г.)г* на сопипере "Новые доспакеиия в обяасиз металловедения К тор.гпчеспог, сЗрсиотки кетадиов" (Киев, 1986 г.); на Все-GOBSHOIÍ ав:аишре гСяги-Мбсщ:я процессов проышлешой кристаллизации и разработка cuca-a,: автоматизированного проектирования технологий литья" (Устинов, IS85 г.); на Ю-й Уральской школа ывталяосоцсз- тершзтос "Ускорений научно-технического прогресса в г:г:-ьг.';опсцеш;»: к тержадоской обработке сталей и сплавов" ',i'cT.:ui. ; .'; " ::с. Урзздской школе молодо учоних "фи-

оичзскпс- ;,'с2одк ¡:cc.r,í;íic^cí!s.í; структуры твердых тел" (Свердлове! "337 г.',; 1х r.uc-v: .jc.^.-.rn: .следы;: учачьк "¡"Ьобтждл прочности л лласл.ч^осш cut-iü!". i. с;й:изсз'- (Москва, I9£? r.j¿ на <24—fi сессии Научного совета ''Hosua процессы получения ¡1 обработки металлических uavefuason* (Киев, IS88 г.); на 6-й Всесоюзной. ;:оцфбрецц1П1 "Флэика раэруиизкия" (Киев, 1989 г.); на научно-тех ни.ческой конференции "Лнтеркристаллитиая хрупкость сталей и сплавов" (Ижевск, 1989 г.).

П^ликации. По теце диссертации опубликовано 14 печатных работ, подучено шлолмтекьное решение по заявке на изобретение

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести разделовг заключения, списка литературы из 78 начменоаани:1, двух прилоленей, изложена на 166 страницах машинописного текста, иллюстрированного 48 рисунками, включает 16 таблиц.

СОДйРШШЗ РяБОТЫ

3 первом разделе дан обзор литературы то про6ле:.<е улучшение горячей деформируемости и прадстБрадеч'.н позерхяостиогс растрескивания слитков и заготовок ауст-екитных коррозио1шссто(1ких сделен. Проанализированы причины образованна шзчрхчостннх дчфьктов пси горячей прокатпз, ковке. Приведены ца-^нне по влиянию структурных факторов на высокотемпературную гмастичнэогь сталей ценного кгвс~ са. Показана взаимосвязь восприимчипссти к горячему рае ту эскиз а-нию с типом кристаллизации с£али и содержанием нерастворимы* легкоплавких примесей. Сбсуждени известные по литературным данннм пути повышения пластичности з интервале тжператур гордчзЯ обработки давлением.

Второй раздел посвящен описанию материала к ¡¿етодлки исследований. Материалом исследсват-.Ч служили аус^енитнче коррозионно-стойкие, содержащие 5 - феррит стали 0БХ2ЭНЭГ7Т и 07Х25Н13 промыв -ленннх и лабораторию ллапох, При исследованиях исгтьзопалииь различные современные методики Фнзичиског-о металловедения, такие, кшг растровая и просвечивающая элек^р'тт^е микросгонии, ло*г«ль-ный микрорен'Ггекэспактральн.ч^ и О*е-злектроннкый анализ, металлография, рентгепосг-руктуршй анализ, дазерчач оооп^чткг. поверхности, высокстзмперачурнав мгханаиад-нч ксгштши» на р-лстэтен;"?, уца:>м>.\4

изгиб, прокаткой на клин, измерения твердости и ыикротвердости, высокотемпературная микроскопия деформируемых образцов. Достоверность результатов обеспечена многократным повторенном экспериментов и статистической обработкой их результатов, согласование даннга. лабораторных исследований с результатами промышленных экс пэрккентоз.

й третьем разделе проведено исследование морфологических особенностей графин, образующихся при горячей прокатке слитков и передельнис заготовок исследуемых сталей. Гроцинч распространяются в глубь металла по ыежфазной границе феррит/аустенит или по ферритной составляющей.

Изучены топографические, структурные и фрактографические особенности непосредственно контактирующего с изложницей коркового слоя е.'/итков аустенитных коррозионаостойких сталей с точки зреиия ах влияния на высокотемпературную пластичность и поверхностное растрескивание при горячей прокатке. На поверхности слм ка обнаружены не упоминаемые ранее в литературе микротрещины. Ыкрша их раскрытия составляет 1-й мкм, глубина - до 20 мкм. 1Го.чцы трещин туше. Трещины располагается в виде сетки, иногда имеют единичный характер. Микротрещины наблюдали на поверхности промышленных слитков сталей 07X25HI3, 0;ЗХ20НЭГ^Т, а также лабораторных слитков стали 08Х20Н5Г7Т. После нагрева. под прокатку }.;икротрацшш не претерпевают изменений и не исчезает с окалиной ¿рактогра^лчесхий анализ показал, что внутренняя поверхность м.ч-крогре^ин гладкая, блестящая, наблюдается специфически;; "ыорщи-гыстп.У рисунок. сгндотельстзуот о том, что кнкрограцины об-разоьачись а эс^ктиаизм интервале кристаллизации стали зследсх: усадки металла гри переходе из яидюя а а-вердух? фазу.

- ъ -

Высокотемпературная пластичность корко»ого слоя слитка, определенная методой прокатки на клин при температуре начала горячей прокатки, снижена по сравнению с пластичностью внутренних слоев на 15 - 20%. Ыикротрещины, раскрываясь при деформации, служат очагами зарождения рванин при горячей прокатке, уменьшая тем самым ресурс высокотемпературной пластичности.

Исследование кинетики разупрочнения горячедеформированного металла показало, что за время технологических пауз ые;аду проходами, составляющее 1,5 - 3,5 с, металл практически не успевает разупрочниться. Пирометрические измерения а процессе горячей прокатки на блюминге свидетельствуют, что на первом переделе поверхность слитка значительно (примерно на 170°С) подстуживается по сравнению с внутренними слоями. В этих условиях наличие кристаллизационных микротрещин на поверхности слитка является дополнительным фактором поверхностного растрескивания.

С учетом влияния рассмотренных выше факторов (подстуживание поверхности, наклеп, наличие кристаллизационные микротрещин) была разработана технологическая карта горячей прокатки слитков, обеспечивающая менее жесткие по сравнению с действующим режимом теапературно-деформационныэ'условия на поверхности прокатываемого слитка, При сохранении суммарной степени обжатия по двум переделай степень деформации (истинная деформация) на первом переделе била снижена на I3S6- Причея в отдельных проходах величина об-датия была уменьшена на 25 - 50%. В результате внедрения измененных режимов деформации слитков на стане 850 получено снижение расходного коэффициента до 0,182 т/т за счет уменьшения потерь металла при обдирке поверхностных дефектов на промежуточной заготовка.

Четвертый ралпел посвящен исследованию горячекатаной стали 08Х20НЭГ7Т с различно., технологической пластичностью. Для выяснения причин нестабильности технологической пластичности стели, проявляющейся в колебании в широких пределах выхода годного при горячей прокатке, проведено комплексное исследование металла заготовок с разной прохатшаемостыо, включавдее металлографический анализ микроструктуры и фазового состава, измерение микротвердости структурных составляющих, рентгеносгруктурнкй анализ темпера-турно-временных условий ввдеяения хрупкой б - фазы, электрснно-микросколическое исследование тонкой структуры и разориентации фрагментов феррита,анализ влияния изменения содержания легирующих злементог. и примесей на выход годного при горячей прона.тке, локальный макроанализ распределения примесей.

Размер зарна аустенита в плавках е разной прокатываемостьв одинаков (порядка 50 мкм) и, соответственно, не входит в число факторов, приводящих к растрескиванию при горячей прокатка.

Различий в.морфология ферритных кристаллитов не обнаружено. Одна:со, после специального травления на шлифа;: металла плавок, пералеиньгс рванинами, ььгявляется субструктура отдельных кристаллитов феррита. Кроме того, случаю низ:юй прокатызаеыссти (сильная пораженкость рванинами) соответствует поваленная микротвердоеть феррита. Данные просвечивающей электронной ыищ зскопии свидетельствуют, что в прокате плавох с пониженной прокатываемостья феррит имеет рекристаллизовеяную геренную структуру, а в феррите плавок с хорошей прокатываеыостью, также, как и в литом металле, наблюдается палигонизованная структура с углом разориентации фрг^мектов порядка нескольких градусов. 5 ходе горячей прокатки наклеп феррита ияаэок с хорошей прокатыраемэетьв снимается в результате

полигонизации, а в плавках с пониженной проиатывазмостыо динамическая полнгонизацяя была заторможена. Начиная с некоторой арктической степени деформации началась рекристаллизация, сопровождаемая образованием высокоугловьк границ. Причиной сдерживания ло-лигонизационных процессов служат, по-видимому, повышенное содержание примесей.

На массиве 63-х прошлленных плавок стали 08Х20Н9Г7Т была проведена обработка данных по влиянию изменения концентрации легирующих элементов н примесей на выход годного при горячей прокатке. Котролировалось содержание следующих элементов: С,Мп , 1

3 , Р» Сг, N1, Си , Мо N,Т£. , АС , Аз , £>, $Ь , Рб , 5п , ?п . Концентрации основных легируюцих элементов колеблются в узких пределах и нэ оказывают заметного влияния на прокативаемость. Не установлена такяе корреляция между величиной / , огсре-д злящей количество 5 - феррита, и прокатнваемостью стали. Отрицательно сказывается на прокатываемое™ стали увеличение концентрации примесей & , Р и, 5 особенности, РЬ . Увеличение концентрации сзиица до взличшш порядка 0,002%, мае. и более сопровождается сильным растрескиванием блпмоз и вызывает необходимость абразивной обдирки их поверхности или в раде елучр "в забраковке отдельных блвмоз. Не ватвлены зависимости, тгхода годного от содержания других цветных прииесей Ь^Бп , , А$ , так как эти элементы во всех исследованных плавках содержались э одинаково малых количествах.

Неоднородность распределения ликвирутецих элементов & , Р определяли с помощью микроренггенослектрального анализ?.. Ки< я литом, так и в герячед(.-формированном м'З.'ялла в .Ьзрряте ■] ос?орн содержится вдвое больше, чем в ауезните. Серу а тверк-м рлс

че удалось обнаружить. По-видимому сера присутствует в стали в связанном состоянии в виде сульфидов. Обогащение феррита такими элементами, как фосфор, способствует примесному торможению процессов полигонизации а феррите.

Методом Оже-электронной спектроскопии установлено, что свинец в структуре стали располагается в основном на межфаэньос гра-Н"цах феррит/аустенит вблизи неметаллических включении, образовав цшхся при кристаллизация и последующем охлаждении стали. В стали 08Х20Н9Г77 свинец локализуется вблизи первичных карбонитридов титана.

В структуре некоторых блюмов, забракованных по поверхностны?, дефекта:!!, вблизи трещин обнаружены скопления неметаллических вклх чониГ:, идентифицированных как кгобонитриды титана.

Резкое снижение температуры поверхности заготовки в результате. контакта в охлаждаемыми валкими может привести к образованию хрупко I б - фазы. Однако, присутствие б - фази в поверхностном слое проката, исследуемых сталей не обнаружено ни металлографически, ни рентгеноструктурно. Исследования показали, что б -'язи образуется е интервале температур 700 - ¿00°с при выдержке .1йене* 1о мин. Такое длительное подстулниан^е при прокатке не ь от поэтому образование б - фази в рассматриваемом олу-

. I. не; 1л.Л»Ю1'С»£ фькЮрОМ И'/аоукииС иН/?0 р<Х Трио г «к: лг..1Л.

Лроасдвно исследование фазового состава стали в интервале - -м-у-игур, который проходит металл а процессе нагрева под прока' . . ч г..с.:- температурах ниже- ИОО°С приводит к некоторому Ш-. .:>•'>ьеыаоа доли феррита по сравнения с литым состоянием : г. -иг.г.ерлтур:! - к увеличений. Интенсивник рост количес-- : ?дается ц{.а нагреве стали в^ке 1Ал>°2.

Высокотемпературные механические испытания на растяжение и ударный изгиб показали, что низкотемпературный отжиг, вызывающий уменьшение количества феррита, не приводит к повышений высокотемпературной пластичности, а дале ее несколько снижает.

Таким образом, проведенные исследования подтвердили особую роль "егкоплавких примесей, б особенности, свинца, в ски нии выхода годного и поверхностном растрескис&ни.и при гсрячзй прокатке стали 08Х20П9Г7Т. В связи с эти при выплавке аустенитных сталей введен плавоиный контроль на нерастворимые легкоплавкие примосп. Установлено предельно допустимое их содержание - Рвэкв - 0,00?Л. В результате расходный коэффициент при производстве проката снижен на 0,0224 т/т.

Пятый раздел. 3 предвдудем разделе подтверждено супестч^шю^ негативное влияние легкоплавкие примесей, в частности, евины, н^ технологическую пластичность стали 0ЙХ20Н9Г7Т. Однако, болыу'Ч разброс данных по влиянию концентрации свинца на выход годного при горячей прокатке не позволяет однозначно связывать уровень высокотемпературной пластичности только с содержанием свинца. Поэтому в настоящем раздале проч^цено специальное нсследэв'шчч с1 выявлению роли ейница л снижении высокотемпературной шиижг'носто и изысиан!!./ п/'-'е»* ш.'Лтргл^ацщ*. его негативного вяичния. г.--щ ;• -плз.!'.лены ,|«ц«л1.н !•• яла'лск спчьл*» гчза ууа.аь'л у* с оилл'к ••> свинца от 0,0006 цо 0,0040$, шс. За счет варьирования со.!-?».«- ■¿■.п феррито- и аустг-питообрялупмих злепонтез количество .Терри гч • слитках изменилось в пределах 3 - К:''.

Учнтноая, чти свинец р основное локализуется »и граница»: ^зррит/з.устенит, пнля лпеденч "ея«Ч51иа уц« '•¡-но;: ч>\' > : ■ ■."рации г-л/.!-"цч, чцрецел'шгы как <уЬ>' •:,.!г'л до1:* > i,

ходятаяся на единицу площади межфазной поверхности. Механическими испытаниями на растяжение при температуре начала горячей прокатки 1170°С показано, что высокотемпературная пластичность линейно убывает с увеличением удельной концентрации свинца. Следовательно, уровень высокотемпературной пластичности определяется не непосредственно ойъеннш содержанием примеси, а ее долей, приходящейся на единицу мгжфазной поаерхяости.

С учетом найденной закономерности был разработан режим предварительной термической обработки (НТО), обеспечивающий восстановление высокотемпературной пластичности аустенитной стали, охруп-ченной присутствием нерастворимой легкоплавкой примеси. Термическая обработка проводится в два этгла. На первом этапе металл выдерживают в интервале температур порядка 600°С, на втором - в интервале температур нагрева под прокатку {порядка 1200°С). Заготовки контрольной партии подвергают обычному нагреву под прокатку. Испытания на растяжение и прокаткой на клин при температуре начала горячей прокатан свидетельствуют о приросте высокотемпературно!) пластичности стали после проведения ПТО по сравнения с обычным нагретом под прокатку (таблица). ЭфЬект повшения высокотемпературной пластичности посредством проведения 1ГГ0 тем больше, чем сильнее охрупчена сталь присутствием нерастворимой легкоплавкой примеси.

Прирост высокотемпературной пластичности стали в результате проведений ПТО объясняется следующим образом. Данные Оже-элект-р:м;;о;> спектроскопии свздетельствуат, что примеси локализуются в о'-т>нк>и на перчмчнмх неметаллических аклачеаиях карбонитрада ти-

соер »дотоисшчх на межфаэных границах феррит/аустениг. В ' ■•«,? ? -10 па ст-дли низкогекперагфиого отжига на межфазных гра-

Влияние предварительная термической обработки (НТО' на высокотемпературную пластичность модельных плавок стали 08Х20Н9Г7Т

Номер | Удельная . ¡шапки 1 концэнтя- Высокотемпературная частичность в состоянии

ция свинца, см-1,'Ю-4 Нагре5 под прокатку НТО

У, 7, и, */.- и <

I 4,6 Ьи * 4 73-2 С9 * 3 77 ± I

о 2.1 об ± 3 75 ± 2 91 ± 4 7д I

.10,0 (¿> * А 69 ± 2 90 ± т а. 73 + Т

.4 12,0 61 р 3 бо ± 2 63 * I 77 + I

! 5 1 Ы ад - з ■ 77 * 2 ... _ _ _ . _ 91 ± 3 78 + I

Прме«ание: ^ - относительное сужение в аюйке образцов при испытаниях на расточение; ~ - относительное обжатие до появления пер-зьк разриз^в на боковых гранях образцов при прокатке на клин. Температура испытаний - 1170 0 С.

- 1о -

ницак и в кристаллитах феррита у мест скопления первичных карбо-иитридов титана обособляются вторичные карбиды хрома и титана. Обеднение твердого раствора хромом вследствие образования карбида хроыа вчзывает превращение феррита в еустанит. Кристаллиты феррита исчезают полностьо иди частично, межфазная граница уходит от остающихся на месте первичных неметаллических включений и примесей. Высокотемпературный отжиг в интервале температур наг-реза под прокатку необходим для растворения вторичных карбидов, выделившихся на стадии низкотемпературного отжига , поскольку, как показано в разд.З, низкотемпературный отжиг без последующей гомогенизации вызывает снижение высокотемпературной пластичности,

Таким образом, сочетание старения и последующей гоыогенизац1 при РТО обеспечивает освобождение межфазной границы феррит/аусте-нит от скоплений первичных неметаллических включений и примесей, что приводит к повышенно высокотемпературной пластичности и уиет шению-растрескивания при горячей прокатке.

Шестой раздел. В процессе горячей обработки давлением контш тирующий с инструментом поверхностный слой металла находится в наиболее жестких температурно-деформациоиных условиях. В нем раньте других слоев исчерпывается ресурс пластичности и возникают трещины. Поэтоцу имеет смысл повышение ресурса высокотемпературной пластичности не вовсем объеме заготовки, а в поверхностном слое. Такой путь представляется более рациональным по соображениям экономии энергозатрат, трудоемкости, а также в связи с тем, 41 в настоящее время все большее практическое применение находят методы поверхностной термической обработки (плаэменно-дуговая, лазерная, ТБЧ-нагрев). Локальные методы нагрева открывают более широкие не сравнению с объемной термической обработкой возможности

варьирования параметров нагрева и охлаждения, а, следовательно, и управления структурным состоянием к свойствами поверхностного слоя металла. В данном разделе приведены результаты исследования структурных и фазовых изменен«!; стали 08Х20Н9Г7Т после лазерной обработки, проведены измерения высокотемпературной пластичности обработанного слоя в сравнении с исходной структурой.

Образцы облучались единичными импульсами, а также проводилась двухкратная и трехкратная обработка во взаимно- перпендикулярна направлениях. Был подобрал рехмл облучения, обеспечкпааиий равномерное оплавление поверхностного слоя на глубину до 200 мкм. Между оплавленной зоной и основой наблюдается отчетлизая граница раздела. Зона термического влияния отсутствует. В результате лазерного оплавления нэ происходит изменения «гикротвердости стали. Исходное состояние не влияет на образующуюся структуру. Металлографически зона лазерного оплавления представляет собой однофазнум область. ФазоввП анализ, проведенный рентгеноструктурныы и токо-вихревым методами, позволил идентифицировать образовавшуюся фазу как феррит. Обнаруженный факт качественного изменения фазового'со-става (структура, содержащая порядка 90л аустенита, трансформируется в чисто ферритпую) интерпретирован на основе определения типа кристаллизации стали. 5 исходном литом состоянии феррит стали 08Х20Н9Г7Т имеет вермикулярнуо морфологию, что может являться результатом км кристаллизации с первичным ферритом, так и с первичны)»! аустенитом. Анализ концентрационных профилей показывает, чте концентрация никеля минимальна й феррите и в областях аустенита, прияикающкл к ферриту, и возрастает до максмму.\.о а передне аус-тенитных зерен. Эос свидетоллстгует о кристаллизации стати с первичным ферритом. Поэтому наблюдаемая сменч фазозого состава после

лазерного оплавления, очевидно, обусловлена подавлением возможно! кристаллизации аустенита и последующего превращения феррита в аус теннт в твердом состоянии быстры/ охлаждением после лазерного нагрева.

Высокотемпературную пластичность оценивали при растяжении образцов при температуре начала горячей обработки давлением ctbjiv Н7С°С в установке ИМАШ-20-75. Структурные изменения при нагреве и деформации контролировали с помощью высокотемпературного микроскопа LiBT-'I. Поверхность образцов перед деформацией обрабатывали лазером так, чтобы дорожки двойного оплавления чередовались с участками исходной структуры. В участках с исходной структурой нарушения сплошости возникают на начальной стадии пластического течения (относительнее удлинение порядка 10$) на межфазных границам фбррит/аустенит. В облученных, участках с чисто ферритной стру ктурой разрушение начинается лишь на стадии локализации деформации а-шейке образцов (относительное удлинение более 30%). Образующиеся пил этом ьесплошности имеют вид пор, хаотически распределенных по зоне лазерной обработки. Значительный прирост высокотемпературной пластичности. ъ результате лазерной обработки связан по-видимому, с сбразовбниен однофазной ферритной структуры. При этом исчезает наиболее слабое структурное звено аустенитнкх сталей - мелефазнад граница, на которой зарождаются в первую очередь трещины при горячей деформации.

Полученные результаты показывают, что применение сверхбыстрого лазерчого нагрееэ позволяет использовать при термической обработка особенности кинетики фазового превращения жидкость ->твер дое состояние.

основшз выводи

1. Исследована структура аустеннтных коррозионностоПких сталей, формирующаяся в различных условиях кристаллизации, термической обработки, горячей пластической деформации. Рассмотрены структурное состояние коркового слоя слитка, траектория распространения трещин, возможность образования хрупкой б - фазы, морфология и объемное содержание 5 - феррита, присутствие неметаллических включений и примесей, температурно-деформаиионныв условия я по-иерхиостном слое металла при горячей прокатке. Выделены фактор», онпзивоэцие определяющее влияние аа урозень высокотемпературной пластичности и поверхностное растрескивание при горячей прокатке. Прсдлопени пути ослабления влияния выявленных факторов.

2. ¡1а поверхности слитка электростали аустеннтных коррозкон-исстойких парок обнаружена не упоиикаеше ранее в литературе ми-иротрещшш шириной 1-6 мкн и глубиной до 20 ынм. Ыакротречданы кмзэт кристаллизационную природу, образуются в эффективном интер-з.~"с хркетлллизмрэд. Яоказлно, что кристаллизационные мнкротрвди-1Ш, раскрываясь при деформации, являются очагами зарождения рва-

при готчеЛ прокатов, ограничивая тем сами! ресурс оисснотем-иератугаоГ; пластлчнссти норкового слоя еллтка на. 15 -

3. Установлено, что уровень высокотемпературной пластичности стали 06Х20159Г7Т определяется но непосредственно объоун;.гм содер-яанием примеси, а ее долой, приходящейся на единицу площади мед-фазной поверхности феррит/аустенит.Обнаружена линейная корреляция высокотемпературной пластичности с удельной концентраций свинца на межфазной поверхности.

4. Предложен режим термической обработки, вклгоч'-аоцей низко-

температурный отжиг в интервале карбидного превращения и последующую гомогенизацию з интервале темпзратур горячей прокатки. Таиая термическая обработка обеспечивает снинение доли первичных мен-фазных границ, сформировавшихся при кристаллизации стали, и, соответственно, обогадеь'ньк примесяш, и образование новых ыекфаз-них границ, менее загрязненных примесям;:. В результате обеопечива-ется восстановление высокотемпературной пластичности стали, охруп-ценной свинцом, до уровня стала, практически чистой по свингу.

Ь. Показано, что лазерным оплавлением по опрэделенньш рз;:;к,:а? можно добиться качественного изменения фазового состава аустснич-ной стали. Образующаяся d результате сверхбыстрой кристаллизации после лазерного нагрева стали 08Х20Н9Г7Т форритаая структура обладает примерно на '¿0% большей в сраьненин с исходной ауетенито-ферритной структурой (порядка 90% аустзнита) высокотемпературной пластичностью.

Проведенные в ходе выполнения работы исследования позволили выработать рекомендации по совершенствованию технологии производства проката аустенитных коррозиснностойких сталей, использующиеся в настоящее время в производстве:

а) с целью улучшения темпоратурно-деформационных условий горячей прокатки в поьерхностном слое слитка предложено изменить ре. жимы деформации первого передела на передельную заготовку сечениа 260 мм, что дало снижение расходного коэффициента до 182 кг/т и фактический экономический эффект - 34,0 тыс. руб. в год;

б) предложены суяенные пределы по содержанию феррито- и аус-тенигообраэующих элементов, что дало снижение расхода никеля на 0,75 кг/т и фактический экономический эффект - 8,1 тыс. руб. в roí

в) рекомендовано ввести дополнительный плавочный контроль на

нераетворичь«! легкоплавкие примеси. Установлена предельно допустимая кх концентрация в слитках - Рв в = 0,002$, мое., что обеспечило стаСилязацчю выхода годного при горячей прокатки и снижение расходного коэффициента чри производстве проката на 22,4 нг/v и фактический зкокоыичееккй эффект - 12,Л тыс. руб. я год.

Суимг.рннЧ экономический эффект составил Р3 чис, руб. в год.

Основные .материалы диссертации опублнкозани ч. работах:

1. Зилчгнко С.Л,., iHTopoB Д.Б. Структура и высокотемпературная пластичность аустенитчых нер;каьед:ц:(х сталей: Препр./ АН СССР. Уральский няучн. центр. Свордлонск: УНЦ АН СССР.- 1967. 42 с.

2. Зинченко С.Л., Титорсв Д.Б. Повышение высокотзнпературкой пластичности аусте.читной корроэионнесто^ксй стали лазерной обработкой // физика и химия обработки материалов,- I9d9.- №4.-

С. 127-131.

3. Зинченко С.Л., Титосов Д.Б. Кристаллизационные микротрещины на ; оаерхности слитка коррояионностолкой стали // Сталь.-1989.- >Р9.- С. 40-42.

4. Зинченко С.к., Титороп Д.Б. Комплексное исследование горячекатаной ксрроэионностоШюй стали с различной технологической плаетииноегм // Структурные и фазоьье превращения в металлах: проблемы прочности и пл. ¡тичности.- Свердловск: УКЦ АН СССР, I9ci7.-С. 4I-5L4

Ь. Зичченко С.А,, Титорог. Д.В., Кузнецов Ю.В, Поверхностные .дифектк при горячей прокатке двууфазньс: нерж.авйоди;: сталей // Нн-т-зркристэлли'ьчая хрупкость сталей и сплавов,- Свердлс -ск: УНЦ Ali СССР, i9b'-'С. VU-b4.

6. ¡¡заноза Зинченко С.Д,, Зерижников ¡i.A. и др. Продоль-

ные тр<щин>1 на прокате стали ОсЖ01;9Г7Т // Интеркристаллитная хруп-

кость*сталеЛ л сплавов,- Сзерплоиек; УНЦ АН СССР, 1989.- С. 65-СЭ.

7. Йинчонко С.Л.. Кузнецов D.B., Тг,;-сроз Д.Б. Оп да.изи.гля температурного режима нагрева и прок.чтаг двухфазных мерасавегсдк;: сталей // Прогрессивные процессы тер-я-колой и уиикко-тергюисско;! обработан мегаллоа и сплавов: Тез, . з:онф.- Ц,«-»ск: УЭа В; ПО машиностроителей.- I9Ü3.- С. 35,

8. '¿иьцчто С.Д., Титороз Д.Б., В.Ь. др. Кссло-доаанис структуры и содор:хьния л>пк&ес;< - гс.рячекнч-г..>э1 ст>. 0ЬХ2ЛЧ9(7Т // Китеру?»сх(Ш»т«гл \pyn;;u-v. --'¡ич-;, к упкесо«: it-... докл. 5сесо«жоп копф.- Пячвск: УШД. ЕЫ,- С. 1:3*.

9. Зикченкэ O.A., Н^эивцоэ Э.Е., U::>.w>y д. Л. др. Ко; ¡ал«: -снс.о исследование причин нестабильности Толпюдоичепгой пяаоти*:» hocti: стели СОКШ9Г7Т // Tos. докл. к-лг\.- Устинов: УЛЦ All СССР.-ivö5.- с. ел.

1С. Злнчснко С.А., Ткгороэ Д.В., йыид-г Я.А. у др. Ыодифпга-n.iih микроо'/руктури нержавеш.ей стали 0ЬХЙ0Н9Г7Т при быстрой кри-сталл.чзлиии после лазерного пагрог.а // Оптимизация процессов про-иьпаленкой кристаллизации и разработка систем автоматизированного проектирования технологии j/итья: Тез. докл. Всесоюзного семинара,- Устинов: Научный совет АН СССР по проблеме "Нозые процессы получения и обработки металлических адтериплоБ1'.- I9ö6.- С. 40-41

II. Зинчепко С.А., Т/торов Д.Б, Проблема повышения ьысскотег-.-пзратурио;» технологической пластичности труднод©формируемых кор-рсзионностойких сталей // Ускорение научно-технического прогресса ■л Металловедении и термической обработке сталей и сплавов: Тез. дои л. iO-й JpaibCKOii пколы ые^алловедоо-термистов.- Устинов: 'ITH :/.!ц Лп СССР.- 1967." С. 39.

I?.. Ьинченко O.A., Титорос Д.Ь. Позцаение сокроет,влет,г; ^о-

рпч'.-му рпстресимакиэ иуст^мтнах- ксррс эи л ьс-стсПкчх сталой // ¿яйкдэ. разрушать: Тез. цэчл. ö-f, ¿сьсс*г&'>'.4 кенф.- Киев: пе-учнМ позе-r Ali U&P по гробле-ме ''¿каика тиэр;югп тела'1.-

211-212.

13. Зинченко С.А. Ьусои'оте: шчмг-урчое рас.трее.-.иваьис!, «»ад-ироеанно« крпста>ш!0ел.10нн!мп л>ик1»от<>«»;:«як«и на тсьерхнос г.г слитка // Ижевск: >рО ¿н ССОГ,- I^c'j.- С. .vi.

14. Кузиешз ¡0.3., ^инч'-ньо С.А,, д/дука В.д. ¿нэргеобере-гжцая технология cimvwMne!?. y'sc'/inwc:-:^,! обработки поцката из нержавеющей стали с ксиочъзооани«.": т^гг.-л горячеП дефоргсцш! // Оптимизация структур и рвямоъ тсриичосхоп oöp'i'loTKK ингтрумеит&зь» HtDC материалов с цельо ловыл^нпя стомкоста инструмента: Газ. докл. конф.- Москва: ЦцИИ,- I-j^O - 0.

15. A.C. СССР, ¡¿-Iii С21Д Ь/Oü. Способ изготовления подката из неркзв&ацих хромошт'Лйзнх стаЛйП для холодного волочения / Кузнецов Ю.В,, Лойферман iL А., Дуд,уха Ь.А., Скнченко С. А., Кощеев Б. А., Олсфчнский ii.i., йофзнои р.Г'. СССР,- )? 4442066/0?. - 93088; заявлено IG.Oo.cd г,, ¡юло.читаньноу рэшение о? 24.03.ci9 г.