Охрупчивание коррозионностойкой мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т при термообработке тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ШДЕШ НАУК СССР УРАЛЬСКОЕ ОГДШНИВ

ФИЗКО-ТЕШ1ЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ

На правах рукописи

1ШН2ВА Татьяна Михайловна

УДК 669.15.018.3

ОХРУНЧИЕШЕ .'.иРТЕИСДтЮСТАРпПГ^.П СТАЛИ 08Я5Н5Д2Т ПРИ ТЕРМООБРАБОТКЕ

Специальность СШ.04.07 -физика твердого тола, 05.16.01 - мвталловоденио и ¿ерническая обработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Ижевск 1990

Работа выполнена на Ворхнесалдинском метадлообрабатыващем производственной Объединении им. В.ИЛенина в в Физико-техничеоком институте Уральского Отделения АН СССР

Научные руководители: доктор технических наук, профессор

В.И.Кондратов; кандидат физико-иатеыа-тических наук, старший научный сотрудник Е.П.Елсуков

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор о

Ю.И.Устинощшсов, кандидат технических наук, доцент В.Г .Братин

Ведущее предприятие: Научно-исследовательский институт металлургической технологии, г.Ижевск

Защита диссертации состоится итя_ 1990 Г;

в ______ часов на заседании специализированного совета

К00358Щ при Физико-технической институте УрО АН СССР.

Адрес института: 426000, Ижевск, ул.Кирова, 132.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Физико-технического института УрО АН СССР.

Автореферат разослан мая_¡1990 г.

Ученый секретарь

ВВЕДЕНИЕ

-;:-:.сг;'пошш1|ше качества ыоталла и увеличение ресурса работы конструкций являются одной из основных задач металлургии и металловедения. В связи с возраставшими требованиями, предъявляемыми к авиационным материалам, повышением уровня рабочих напряжений особенно остро стоит вопрос о повышении конструктивной прочности изделий и характеристик надежности, включаадих и склонность к хрупкому разрушения.

Склонность сталей к хрупкому разрушению, возраставшая при понижении температура и довшпении скорости прикладываемой нагрузки, определяется многочисленными факторами - структурой, наличием и морфологией неметаллических включений, концентрационных неодно-родностей и примесей. Для обычных- конструкционных сталей (углеродистых, низко- и средаелегированных) влияние этих факторов ва склонность к хрупкому разрушению изучено достаточно полно. С появлением нового класса сталей, мартенситностаровдих, типа 03Ш.8К9^55Т, чистых по примесям, сложилось представление о невосприимчивости их к отпускной хрупкости. Высокая вязкость матрицы" а находящиеся,оно интервала проявления хрупкости температуры старения способствовали закреплению этого представления. Переход к левее легированным мартенситностаравдим сталям различных видов зерешшва (открытого, электротлакового, вакуумно-дугового), содержащих углерода до 0Д5 %, более высокий уровень примесей и ис-юльзованло для упрочнения температур старения, опасных с точки ¡ронлл охрупчива!шя, привела к проявлению хрупкости, несмотря на 5ысокий уровень вязкости матрицу. В частности, с применением мар-•енситяостареодай стали 08Л5Ы5Д2Т (ЭП-410, ВНС-2) в авиационной •охнике для большой номенклатуры изделии появились случаи свижэ-шя ударной вязкости до значений 5-10 Ду/см^. Большое число фак-оров, влияющих на охрупчиваняе, связанное с большим объемом дро-зводства (колебания по химическому составу, отклонения в термо-еханических режимах деформации), высокая стоимость изделий и не-,остаточный объем публикаций обусловила необходимость проведения сследований с цельа понимания причин охрупчивания и поиска путей правления свойствами вышеуказанной стали элентрошлакового и ва-уумво-дугового переплавов..

Работа выполнена на Верхнесалдинском металлообрабатывающем производственном объединении им. В .И.Ленива и в лаборатории ядер ного гамма-резонанса Физико-технического института УрО АН СССР в соответствие о темой 1.3.2.5 "Исследование природы и разработка методов получения новых металлических материалов с заданными свойствами" (Jé roo.pep. 01640069497).

Цель и задачи исследования. Цельо данной работы являлось установление причин охрупчивашя я факторов, определяющих процес охрупчивания, а такхе оценка вклада каждого из факторов в формирование свойств мартенситностарещеИ стали 08Л.5И5дат после тор-моудроушялцей обработки и разработка рекомендаций, направленных на снижение или устранение хрупкости.

В соответствии с поставленной целью в работе решались следуйте задачи:

- изучение физических свойств закаленной стали при нагреве в ин-. тервал температур 200-500 °С и установление взаимосвязи их о

механическими характеристиками;

- определение температурных интервалов выделения охрупчивашщх фаз при охлаждении и условий, при-которых их влияние исключается;

- изучение кинетики распада при старении жалезо-хром-накелавого ы. -твердого раствора исследуемой стали;

- установление влияния способа переплава, условий нагрева под завалку и старения, а также режимов предварительной обработки на степень охрупчивания при старении;

- исследование влияния титана на формирование структуры, фазовогс состава и ударной.вязкости после старения в интервале температур 400-500 °С;

- разработка рекомендаций для исключения случаев проявления хрупкости готовых изделий.

Дадигсии! внвосиш на ?ШХУ:

- экспериментальные данные по склонности исследуемой стала к охрупчиваншэ после всех технологически: операций (при охлаждении о температур деформации, закалки, упрочняющего старения в интервала температур 400-500 °С);

- зависимость влияния содержания титана и отношения титана к углероду (Tí /с ) на структуру, фазовый состав и ударную вязкость при старении в интервале температур 400-500 °С;

- способ получения тонких холоднокатанных листов с повышенной технологической дластичностьо;

- методические рекомендации, налравлешшо на повышение уровня ударной вязкости полуфабрикатов и готошх изделий из исследуемой стали.

Итлшишшшш:

- установлена склонность к отпускной и высокотемпературной тепловой хрупкости мартенситностарещей стали 08Я5Н5Д2Т;

- высказана гипотеза о связи охрупчивашя с образованием высокохромистых зон размером до 5 на и наличном атомов внедрения;

- установлено различие в кинетика расслооиия по хрому в модельном сплава XL5 и стали 08Я5Н5Д2Т;

- на приморе исследуемой стали установлено неоднозначное влишшо малых добавок титана на формирование структуры, фазового соста-за и свойств при старении.

- определена возыогность создания прецизионного состава стали 08Х15Н5Д2Т, именного уровень вязкоота в 2-2,5 раза более высокий, чем исследуемая сталь в среднем по марке при сохранении ■ уровня прочности;

- разработаны режимы термообработки крупногабаритных штамповок и пробило!! из стали 08Л5Н5Д2Т элоктрошлакового пореплава, исшш-чащих охрупчивание изделий;

г уточнен химический состав марта исследованной стали по накала и титану.

При внедрении разработанных режимов получен экономический эффект в суммо 71,3 тыс. рублей.

Ожидаемый экономический эффект от использования разработанных режимов в производстве холодаокатанных листов составляет 60 тыс. руб. в год.

Апробация работы. Основные результаты работы долоаоны и об-суздоны на следущих научно-технических конференциях и семинарах: на ряде отраслевых научно-технических конференций и совещаний в 1Э71-77 гг.; на международной конференции "Ыартенситныв превращения" (Киев, 1977), на Международном конгресса по кристаллографии (Оттава, Канада 1981), на всесоюзной конференции "Интеркриотал-литная хрупкость сталей и сплавов" (Ижевск, 1986); на X школе ые-талловедов-терыистов (Ижевск, 1987); на У Совещании по старении

металлических сплавов (Свердловск, 1989); на конференция "Приме венде мессбауэровской спектроскопии в материаловедении" (Ижевск 1989).

Публикации. По тема диссертации опубликовано 12 работ в от крытой печати.

Объем и структура писоертаиии. Диссертация состоит из введения, 4 глав, выводов, списка литературы (108 наименований) и приложения. В ней содержится 42 рисунка, 6 таблиц. Текстовая часть диссертации изложена на страницах машинописного текст

СОДЕРЖАЩЕ РАБОТЫ

Во введение обоснована актуальность работы, сформулированы цели и задачи, положения, определяющие научную новизну работы и ее практическую ценность.

В первой главе сделан обзор литератур по теме диссертации В пеово!; части обзора дана общая характеристика класоа высокопрочных мартенситностареющих сталей, приводятся сведения о спос бах получения, структуре и свойствах изделий и полуфабрикатов и них. Отмечено, что народу с имеющимися достоинствами стали этог класса имеют ряд недостатков, в частности, склонность н охрупчи ванию при охлавдеши с температур горячей деформации и при отпуске. Во второД части обзора описываются режимы термической об работки, их технологические особенности и назначение для разных видов полуфабрикатов. Приводятся экспериментальные работы, указывающие на возмоаность охрупчиваная сталей этого класса при те мообработке в двухфазной (-<+-); I-области, после закалки и старе нал. Третье часть посвящена анализу работ по изучению различных видов проявления хрупкости сталей этого класса. Отмечается, что хроыоникалеше мартенситностареющие стали подвержены отпускной хрупкости, но никогда не были проверены по критериям этого вида хрупкости. Приводится выполненный анализ существовавших гипотез обратимой отпускной хрупкости (001), 475-градусной хрупкости, в котором утверждается о возможности протекания процессов, ответственных за эти виды хрупкости в исследуемой стали, Эта два вил хрупкости имеют ряд схожих признаков и их часто путали в литера туре до появления таких методов исследования, как Ожэ-спектроск пия, РЭС, позволивших однозначно утвервдать, что отпускная хруг

кость сопровождается обогащением тончайших слоев у границ зерен примесями - фосфором, сурьмой, оловом, мышьяком и др. в виде так называемых зернограничных сегрегации (ЗГС). При этом доказывается адсорбционная природа ЗГС примесей. Движущой силой этого процесса является снижение энергии границ зерен.

За 475-градусную хрупкость ответственны процессы расслоения по хрому, протекающие в с*, -твердом растворе. Приводится анализ выполненных работ с помощью мессбауэровской спектроскопии и нейтронографии, доказывающий достоверность существования областей, богатых и бедных хромом, как результат процесса расслоения в системе железо-хром в силу наличия разрыва растворимости на диаграмме состояния.

В сталях этот вид хрупкости имеет две стадии. Наличие первой стадии определяется уровнем примесей, в частности, азота, и температурой старения. Она кратковременна (до I ч) и сопровождается повышением твердости, порога хлодноломкости, снижением удельного электросопротивления, обнаруживается гомогенное выделение интер-металлидных частиц типа (лВторая стадия развивается независимо от наличия первой и обусловлена расслоением твердого раствора с образованием высокохромистых комплэксов, наблюдается после продолжатольных выдержек и сопровождается существенным изменением механических и физических характеристик. Пзвостно, что процесс расслоения по хрому происходит и в исследуемой стали, однако на существует кинетических данных о нем.

Показано также, что титаносодераащие стала проявляют хрупкость в высокотемпературном интервале (900-1000 °С) при медленном охлаздешш с высоких температур деформации. Считается, что за эту хрупкость ответственны выделения грубых пленообразшх карбонитра-дов титана я окислов. Хотя в последнее время стала появляться работы на беститаиовых сталях, в которых охрупчивание в этом интервале температур также проявляется и связывается с формированием сегрегации вредных примесей (таковой является сера).

Втооая главд посвящена описанию материалов и использованных методов исследования. Исследование проводили на промышленных ' плавках двух переплавов: электрошлакового (ЗШП) и вакуумно-дуго-вого (ВДП); модельном сплаве Н5 как основы коррозионностойких сталей и модельных сплавах на основе исследуемой стали с содержанием титана от 0 до 0,18 % и отношением титана к углероду от О

до 4*. Два переплава били выбраны о целью определить влияние чистоты металла по примесям на формирование фазового состава, свойств, а также на степень охрупчивания.

Образцу промышленных сплавов вырезали из горячекаташшх плит толщиной 14 мм. Термическую обработку проводили в трубчатой печи. Для имитации медленного охлавдения обработку обоих сплавов проводили следушцш образом: нагрев до 1200 °С, I час, перенос на температуру 1100° (1060° и т.д. до 500 °С), 2 ч с последуицим охлаздешшм в воду.

Выплавку модельных сплавов производили в индукционной ицуи. Слитки сплава XI5 ковали при температуре 1200 °С на полосы толщиной 5 мм, а затем гомогенизировали по режиму: при температуре П50°С в течение 5 часов, перонос на температуру 1300°С с изотермической выдержкой 0,5 часа. Холодную прокатку проводили до толщины 30 мкм. йольги была запаяны в откачанные до Па

кварцевые ампулы и после выдержки в течение 20 минут при температура Ю00°С закаливали на воздухе. Старение осуществляла в вакууме I'ICT3 Па при температурах 375-475°С в течение 0,25-3 часов, при температуре 475°С дополнительно были исследованы изо-терыические выдержки продолжительностью 100 и 1000 часов.

Модельные сплавы исследуемой стали с различным содержанием титана ковали на пруток сечением 11x11 ш, гомогенизировали при температуре 1200°С в течение 4 часов. Химический состав исследуемых сплавов приведен в таблице,

В работе были использованы метода; магнитометрический, электронной микроскопии, рентгеновский, внутреннего грония, калориметрический, ядерного гаыма-разонанса.

Механические свойства определяли на стандартных образцах. Определение порога хладноломкости производили по сериальным кривым, за тешоратуру Ткр принимали температуру Tsa . Количество хрупкой составляющей в взломе определяли на половинках ударных образцов по площади.

Э третьей главе представлены исследования закаленного состояния исследуемой стали посла нагрева в интервале температур старения 350-500°С. На puc.I приведены характеристики твердости, коэрцитивной силы, электросопротивления, теплоемкости, а такжа тангенса угла наклона кривой внутреннего трения и механических своИств. Видао, что значительные изменения этих характеристик

Таблица

.Хшшесхий состав исслодуеаой стали а сдлазов

сталь, содержание химических элементов в ¡2

С Si Mr, j S р- Сг л// Си Г- 4 Отноше-.

не более 1 t ние /

08Л5Н5Л2Т СШ0-2Ш) 0,05 0,47 0,39 0,009 0,017 14,1 5,28 2,2 0,02

СШ15Н5Д2Т (внс-авд) 0,03 0,27 0,32 0,005 0,003 H,I 5,37 2,0 0,08

08Д5Н5Д2Т (открытая) 0,07 0,43 0,37 0,01 0,018 14,15 5,13 2,14 0,20

ХС5 цод.сплав ' 0,03 14,9 0,03

ЕНС-2(ыод) 0,06 15,1 4,8 2,14 0,02 0,33

~ " т. 0,08 16,3 5,1 2,26 0,07 0,87

_ II 0,03 15,1 4,8 2,13 0,06 I

•т " — 0,03 15,1 5,0 1,95 0,10 1,25

— " т. 0,07 15,1 4,8 2,14 0,16 2,28

фф Я — 0,05 15,1 4,8 2,14 0,21 4,02

_ и в 0.05 15,1 4,8 2,14 0,12 2,4

_ п _ 0,09 15,1 4,8 2,14 0,18 2,0

лгй1г.

« м^.

0.« ел о.и ».«I

■¿С,* * 0.1

04

и *

и

Я/ и

I»

и

С/

НЛо' <"•

/<м

¥у Т» « * «

оЖ

№

ш

..А

\

У

-V-

а)

б)

в)

г)

Д)

х)

3) н) к)

200 1»0 440 54« С»»

Рио.1. Влияние теглпературы нагрева на теплоемкость (а),

тангенс угла наклона амплитудной зависимости внутреннего трения(б), коэрцитивную силу (в), твердость (г), электросопротивление(д) и механические свойотва после старения: ж - предел прочности и текучести, 8 -относительное сужение, в - относительное удлинение, к - ударная вязкооть

происходят лишь после обработки в интервале температур 4(Ю-5Ш°0, где повышается твердость, снижается коэрцитивная сила и электросопротивление, где максимально закреплены дислокации ( лип и, наконец, этому интервалу температур соответствует один из тепловых эффектов, идущих с поглощением тепла, который свидетельствует о выделении фазы на основе меди. Второй тепловой эффект (250-350°С) в литературе связывают с расслоением по хрому коле-зо-хром-шшелевой матрица на два твердых раствора. Механические характеристики С ^л и ) начинают расти уао о томператури 350°, а твердость - с 300 °С, достигая максимума при температуре 475 °С. Пластические свойства при этом либо слабо изменяются, либо резко снижаются в очень узком интервале температур (400450 °С). Самой нестабильной характеристикой является ударная вязкость, которая после старения при- 400-450 °С достигает нулевых значений.

Хрупкость в этом интервале температур оценивали по критериям обратимой отпускной и 475-градусной хрупкости. Исследованием о помощью Оже-споктроскошш химсостава поверхности границ зерен образцов, прошедших охрупчивакцую обработку в интервале температур 400-450 качественно установлено присутствие $£ ,РаА&, ответственных за примесную хрупкость.

Другим критерием этого вида хрупкости является наличие провала зависимости ударной вязкости от температуры старе1шя. На рис.2 показано, что такой провал в исследуемой стали наблвда-ется и положение минимума его соответствует температурам 425 -450 °С. В стали ВДД провал вира-ген менее. Отсутствие ауоте-гшта в структуре в стали обоих переплавов усаливает провал, сужая его на 50° со стороны низких температур (рас.2б). Снижение ОС4 в этом интервале сопровождается уменьшением доли волокна в изломе (кривые 3(1) и 3(2)), при выходе из провала излом восстанавливается до полностью вязкого. В структуре после обработки в этом интервале температур но обнаружено никаких изменений; единственным п характерным для 00Х является усиление травимости границ зерен в растворе о пикриновой кислотой.

Степень охрупчивания растет о увеличением длительности пребывания в этом интервале и с повышением температуры закалки (рас.З а,б). Аналогичное влияние оказывают предварительные отжиги в двухфазной (о£.+ у )-области. Самое сильное охрупчивакцее дей-

>00 559 m 4S0 SOO iío -к» 500 ГенпСРА ТУРЛ , * С

Рис.2. Влияние температура старения на ударную вязкость

стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП (I) ич2), долю волокна в изломе (3 и количество остаточного аустенита (4): а) после закалки ó) после закалки и обработки холодом цри - 70°С

м 6

1

2 а еею m 0so uso-т-

BKMt, ЧАШ

Рис.3. Влияние температуры; закалки и продолжительности шдера-ки при старанш на степень охрупчивания стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП И ВДП в температурном интервале 425- 450°С; I - ЗШ, 2 - ВДП

ствио оказывает длительный отжиг при 520 °С, степень охрупчииа-няя при этом достигает 220 Дж/см^.

Количественной характеристикой склонности стали к 00Х является смещение порога хладноломкости после обработки в исследуе- 6 мом интервале температур. Смещение а Ткр достигает в стали КПП 120° (рис.4 кривая I); снизив примеси в результате ВДП, можно уменьшить смещение до 70° (кривая 2). Плавка ЗШ с повышенном никелем также характеризуется .меньшей склонностью к охрупчивашш (кривая 3).

Расслоение Ре-Съ-а/; ыатрида исследуемой стали, ответственное за проявление 475-градусноЙ зрупкости, изучали о помощью метода ядерного гамма-резонанса. Для получения достоверных сведений о кинетике расслоения параллельно с исследуемой сталью изучали кинетику в сплаве JÛ5. О расслоении до хрому судили по функциям распределения Р(Ю и изменению среднего сверхтонкого магнитного поля (Н(, найденных из мессбауэровских спектров. Как видно из функций распределения Р(Н), приведенных на рис.5 а,б, в сплаве XI5 и в стали среднее сверхтонкое поле растет с выдержкой при температуре 475 °С, что связывают в литературе с образованием концентрационных неоднородностей по хрому (кластеров). В частности, в сплаве, XI5 при отжиге 100 часов (рис.5 в, кривая 2) среднее сверхтонкое магнитное пола iî увеличивается с 287 до 290 кЭ. Аналогичное увеличение H происходит и в исследуемой стали с той лшзь разницей, что образование и рост неоднородностей в стала идет в две стадии: на первой (до 30 мил) скорость этого процесса максимальна, на второй - изменение H происходит аналогично сплаву XI5. Размер таких неоднородностей посла отжига в течение 100 и 1000 ч может бить оценен в пределах до 5 км, так как ронт-геноструктурный анализ сплавов XI5 после старения на обнаружил каких-либо изменений по отношению к закаленным образцам.

Установлено также, что процесс расслоения но хрому в сплаве Ц5 - процесс медленный. В исследуемой стали он на два лорядка быстрее, что связывается о влиянием легирующих элементов п при-месой, всегда присутствующих в промышленных сплавах.

Кинетика образования концентрационных неоднородностей в исследуемой стали приведена на рис.5 г, из которого следует, что при температурах, близких к 475 °С, распад ос -матрицы происходит практически без инкубационного периода, к 15-30 минутам он

заканчивается, а при температурах, используемых в практике термообработки для упрочнения (450-425 °С) начало образования таких кеодаородаостеИ по хрому составляет 10-15 мин; при температурах 4С0-375 °0 инкубационный период довольно велик: даае для $ольг толщиной 30 мкм он составляет 1-3 часа.

Следовательно, расслоение Ге-С*-л// -матрицы исследуемой ста-та происходит в те.мдературном интервало 375-475 °С н совпадает с интервалом телшератур, в котором происходит выделение меди (400-475 °С) и перораспродвление вредных примесей.

Логично предполагать, что процосс расслоения при температурах 400-475 °С активизируется шдолениеы мелкодисперсных частиц упрочнявдэй >зы и близок к завершению. Наличие концентрационных ноодиородиостей но должно приводить к значительному повышенно прочности матриц!/. Однако при температуре 350 °С и выше, когда выделений упрочняющей фазы еще нот, наблюдается прирост прочноо-

Рис,4. Влияние способа переплава и содержания никеля на положение порога хладноломкости Тво стали 08ХЕ5Н5деТ после старания при 375-175 °С. I - ЭШН; 2 - БДИ; 3 - ЭШЛ ( л// - повышенный)

-17С -150 -130 -НО -90 -70 -50 -30 -10

Теш1ератур8,®С

tii tü) 139

пале ha if.fi,

1 - закалка с IOOO°G,

2 - I + отаит 475°,1000ч

tü fío ш m w и* no поле нл»Д(>е,<9

1 - закалка o I000°C,

2 - I + отянг 475°,15шш,

3 - I + отжиг 475°,100ч

Iti.lo'1

10*

1о*

t

Рпо.5. Функции распределения Р(Н) (а - XI5, 6 - 08Х15Н5Д2Т) и кинетика расслоения о*. - твердого раствора в стали 08Х15Н5Д2Т (в,1 и г) п в оплавэ XI5 (в,2) при температура 475°С

ти и твердости (рис.1 г,ж), который, вероятное всего, связан о образованием концентрационных неоднородностей, равномерно рас-предолошшх в ос -матрице и являющихся барьерами при движении дислокации в поле упругих напряжений при приложении растягивающих усилий. При этом происходит смещение порога хладноломкости на 50 Кластири хрома, образующиеся одновременно с выделением мода после 400 °С, могут быть охрупчсны элементами внедрения, всегда присутствующими в технических сплавах, в частности, азотом, имеющим склонность в интервале температур 300-500 °С максимально сегрегировать к поверхности границ зерен и обуславливать наряду с сегрегацией вредных примесей резкость проявления охрупчгтзания при старении. Это предположение подтверждается фактом незначительного снижения вязкости при испытаниях стали ВДП.

К факторам, способствующим охрупчиванию матрицы при старении, кромо концентрационных неоднородностей по хрому относят л крупное эорно, отсутствие остаточного аустонита и высокое со-доргшшо титана в стали. В связи с этим было исследовано влияние титана и показана ого роль в формировании структур, фазового состава и ударной вязкости при старении. Б силу сильнолик-вирущой способности титана в пределах одной плавки была отмечена сильная зависимость ударной вязкости от содержания титана в образце. Аналогичная зависимость получена на лабораторных плавках, содержание титана в которых изменяли от 0 до 0,18 % вес. и которое определяли на каждом образце поело испытания на ударную вязкость.

Установлено существенное изменение структуры, фазового состава и уровня ударной вязкости после старения в зависимости от содержания титана в плавке.

При содержании титана до 0,06-0,08 % ваблвдаотся увеличение количества остаточного аустенита: чем выше содержание титана в плавке, тем большее количество аустенита остается после закалки и старения, тем болео мелкое зерно и, как следствие, высокие значения ударной вязкости. При содержаниях титана больших, чем 0,06-0,08, эта зависимость противоположна. На рис.6,а показано изменение этих характеристик после старения в интервале температур максимального охруцчивания (425-450 °С) в зависимости от содержания титана, а на рис.6,б - от отношения содержания титана к содаркашш углерода. Из рисунков видно, что закономерности иэ-

Q02 crs О Л а« 0,13

са1гр*нвыи* титана &

I

К

1—г

J_L

oTh'QueHur гtsтлщ

Vг it га if, 77/С

Л

Рас.6, Влияние титана и отношения Т» / С на ударную ьязкосгь (а), колпицу зерна (б) и количество остаточного аус-теш'та (в) з стали 08Д5Н5Д2Т поело старения при температура 450° (3 часа). I - закалка с 1000°С; 2 -тройная закалка с 1000°С.

монения своЛсгв аналогичны и из них следует, что высокие значения ударной вязкости можно получить даже в условиях охрупченно-го состояния при отношениях титана к углероду близких к I и это отношение но должно превышать 2,5. При значениях больших, чем 2,5, структура стали становится крупнозернистой, зерно достигает 3-2 номера и при этом почти не изменяется уровень остаточного аустонита.

Несколько стабилизировать уровень ударной вязкости и зерновой характеристики при значениях 2,5 >Т< /с > I удается после трехкратной закалки, при этом значительно уменьшается уровонь остаточного аустонита.

Таким ^бразом, для исключения возможности охрупчивания наследуемой стали титан необходимо вводить с учетом элементов внедрения (азота, углерода, кислорода). Если процессы, протекающие при старении, а именно, образование кластеров и выделение упрочняющей £ -фазы, происходят в отсутствие в структуре аустонита и крупном зерне, то матрица максимально охрупчивается. Вы-долония на границах либо сегрегированных примесей, либо охруп-чивающнх фаз уси.швают резкость проявления охрупчивания. В связи с этим были опродолены температурные интервалы, в которих возможно выделение таких фаз при охлаждении.

В результате исследования превращений при охлаждении было обнаружено, что, как и всо титаносодержащио стали, исследуемая сталь подвержена тепловой хрупкости при замедленном охлаздении с высоких температур (порядка 1200 °С), в основе которой дожит явление выделения по границам первичных аустонитшх зерен кар-бош'.тридов титана и окислов в виде грубой дленообразной сетки. При содержаниях титана до ОД % вес. сетка металлографически не вилла, под электронным микроскопом при увеличениях X 10000 в исследуемой стали она выглядит разорванной и представляет отдельные скопления карбонитридов. Интервал температур, в котором образуются при охлаждении карбонитрида, приходится на температуры 900-950 °С. Степень охрупчивания в нем определяется содержанием титана в стали и так как в исследуемой стали оно невелико, то и снижение ударной вязкости в этом интервале температур составляет 20-30 Дж/см2.

В другом температурном интервале, лежащем на-100° нижа интервала высокотемпературного охрупчивания,при охлаждении интен-

сивно выделяются карбиды хрома. Кинотика образования сетки из этих выделений построена магнитометрическим методом в изотермических условиях. Хотя образование карбидов хрома происходит практически без инкубационного периода, число их невелико. Об- с разованиэ сетки по границам зерен наступает спустя 15-20 мин при 600-650 °С, о чем свидетельствует повышение мартенситной точки в процессе выдержки при этих температурах. Снижение ударной вязкости в этом интервале темпоратур Солее значительно и достигает 120-130 Дж/см2.

Если высокотемпературную сетку из. карбонитридов титана возможно устранить быстрым охлаждением в воде, то для низкотемпературной сетки критическая скорость охлаждения составляет 27^/ш, что соответствует охлаждению на воздухе изделий сечением 60 мы. В случае, когда ускоренное охлаждение осуществить не удается, для уменьшения или ослабления влияния "сетки" в работе предложена операция стабилизации дополнительного количества остаточного аустената при прямом маргенсигном превращении (охлавдешш в интервал Ми - с последующим нагревом до 250-350 °С.

В четвертой главе описываются исследования возможных путей исключения или ослабления проявления охрупченного состояния. При этом на основе замеров внутреннего трения, магнитометрических и механических испытаний совместно с Проблемной лабораторией металловедения Уральского политехнического института имени С.М.Кирова были разработаны принципы выбора оптимальных параметров режима стабилизации дополнительного количества аустенита. Указанные принципы были использованы при создании новых режимов термической обработки крупногабаритных изделий, направленных на снижение охрупчивания, и легли в основу нового способа получения тонких холоднокатанных листов из исследуемой стали о целью повышения технологической пластичности (офорт,иена заявка на изобретение).

вывода

I. Изучены возможные причины снижения ударной вязкости полуфабрикатов из картенситностаретцей стали 08ХЕ5Н5Д2Т электрошлакового и вакуумно-дугового переплавов:

- Установлено три температурных интервала, в которых происходит снижение ударюй вязкости. Перше два проявляются при замедлон-

ном охлаздешш с высоких температур деформации и обусловлены: при температурах 900-1000 °С выделением карбонитридов титана T;(c,tí) по границам аустенитных зерен; при температурах 600800 °С - образованием также по границам зерен сетки из карбидов хрома í\з С6 . Третий интервал наблюдается при нагреве на 400500 °С и обусловлен процессами старения: распадом оС -твердого раствора по хрому с образованием высокохромистых комплексов и выделением мода в вида высокодисперсной ¿ -фазы. - Величина высокотемпературного снижения ударной вязкости достигает 30 Дж/см2, среднетемпературного (800-600 °С) -130 Дж/ад2, низкотемпературного (400-450 °С) - 200 Дж/см2.

2. Показано, что охрупчивание исследуемой стали после тер-моупрочштцоИ обработал связано с содержанием титана вышо 0,1 %, отсутствием остаточного аустенита в структуре, крупным зерном 2-3 номера и наличием карбидов и карбонятридов на границах зерен в виде сетки.

3. Высказана гипотеза о связи охрупчквания с образованием высокохромистых комплексов и наличием атомов внедрения. При отсутствии азота, кислорода и водорода расслоение по хрому охруп-чиванея не шзываот.

4. Установлено различие в кинетико расслоения по хрому в модальном сплаве XI5 и в стали 08Н5Н5Д2Т.

5. При быстром нагреве исследуемой стали (после холодной прокатки и закалки с 1000 °С) установлен факт снижения температуры Ас в интервал температур старения.

6. Установлена взаимосвязь можду содержащем титана в плавке, количеством остаточного аустенита и ударной вязкостью исследуемой стали после старения; показано, что для получения высоких значений ударной вязкости после старения в условиях максимального проявления хрупкости, содержание титана в плавках должно быть не выше 0,1 %, а отношение титана к углероду - близким

к I.

7. Разработаны, научно обоснованы и опробованы в производство рекомендации и режимы термической обработки для снижения охрупчпвазшя полуфабрикатов из исследуемой стали.

Внедрение режимов в технологию термической обработки крупногабаритных полуфабрикатов позволило получить экономию в размере 71,3 тыс. руб.

8. Для промышленного внедрения рекомендована технология получения тонких холоднокатанных листов, обеспечивашщя высокую технологическую пластичность листа«

Ожидаемый экономический эффект от внедрения рекомендованного способа получения холоднокатанных листов из стали 08Я5И5Д2Т о высокой технологической пластичностью составляет 60 тыс.руб. в год на НС!,¡ПО.

Основное содержание роботы изложено в следующих публикациях.

1. Махнев Е.С., Гапека (Махнева) T.Ii« Исследование кинетики образования карбидов при охлаждения стали ВНС-2УЛ (08И5Н5Д2Т) // Технология легких сплавов. М.: ШС, 1972. - Jf4, - C.II4-II5.

2. Махиев Е.С., Кондратов В.Ы., Морозов В.А., Скворцов A.I1., Гапека (Ыахнева) Т.М. Демпфирующая способность стали ВНС-2 // Проблемы прочности. - Киев: Наукова Думка, 1977. - i:2. - C.79-S2.

3. Изыскание оптимальных режимов термической обработки высокопрочных сталей БНС-2У и ВНС-5 для горячей штамповки. Отчет ВСЛЮ, г.Верхняя Салда, № гос.per. У 40393, 1978. - 66 с.

4. Звигшщев Н.В., Лепехина Л.И., Михайлов С.Б., Михайлова H.A., Гапека (Махнева) Т.М. О стабилизация аустенита в стали 08П5Н5Д2Т // Термическая обработка и физика металлов. Сворд-ловск: УШ1, 1978. - Вып.4. - С.56-62.

5. Богачев И.Н., Лепехина Л.И., Звигинцев Н.В., Конакова И.П., Михайлова H.A., Гапека (Ыахнева) Т.М. Высокотемпературное охрупчивание стали 08Х15115Д2Т // Изв. АН СССР. Металлы. - 1979.-Я. - С,179-184.

6. Михеев M.II., Беленкова Ü.M., Виткалова Р.Н., Махнев Е.С., Гапека (Махнева) Т.М. Изучение ( ^^-превращений в сталях ВКС-10 и ВНС-2УШ методами термомагнитного структурного анализа // Физика металлов и маталловодениа. - Свердловск; Наука,1979. -

Т.47. - Вып.6. - С.1234-1238.

7. Юшков В.И., Адамеску P.A., Гапека (Махнева) Т.М., Макру-пин А.Л., Махнев Е.С. Процессы деформации и текстурообразовашш при холодной нрокатко мартенситностареющей стали ВИС-2 // Физика металлов и металловедение. - Свердаовск: Наука, 1981. -

Т.52. - Вып.6. - C.I289-I295.

8. Шков В.Н., Махнев ii.C., Адамаску P.A., Гапека (Махнева) Т.М, Особенности текстурообразовашш при холодной прокатка мартенситностареющей стали В11С-2УШ // Физика металлов и их соодино-

ний. Свердловск: УрГУ, 1981. - С.КД-106.

9. V.I.Yushkov, Н.A.Adaaesou, Ye.B.Naohnev, T.M.Oapelca Uloohnova), P.V.Qeld. The Developments in Texture in Stainless Steola. - Elsevier Sequoia / Printed in the Hetherlando Materials Science end Engineering, 1934. - V.64. - P.157-169.

10. ¡Лахнова T.M., Ыахнав E.C. Охрудчиваше коррозионно-стойкой стали BIIC-2 различного переплава // Интеркристадлитная . хрупкость столой и сплавов. Сверную век: УЩ АЫ СССР, 1987. -

С.91-101.

11. ыахнова TJJ., Елсуков Е.Л., Воронина Е.В. Кинетика расслоения и фазовый состав при старении холоднокатаншх фольг из сплава Г"5 и стали 08Х15Ц5Д2Т // МИ УрО АН СССР. - Ижевск, IS89. - 21 о. - Деп. в КЕБГГИ 30.01.89, Л 655-В89.

12. Ыахнева T.U., Ыахнев Е.С. Влияшо титана на овойотва ыартеиситностарещей стали 08Я5Н5Д2Т // Фундаментальные проблемы старения. Разработка новых классов староадих сплавов: Тезисы докладов У Всесоюзного совещания до старению металлических сплавов. - Свердловск: УЩ АН СССР, 1989. - С.95.

Подписано п почать II.05.90. НП 01244. Формат 60x84/16. Бумага писчая. Печать плоская. Уол.поч.л. 1,16.Усл.кр.отт.1,1. Уч.-изд.л. 1,13. Тираж 100 экз. ЗаказЧ'бС.

Ротапринт ФМУ ЗШ. 4200G9, Шсопск,Студенческая ул.,7.