CC BY
77
УДК 669.14.018.8
O.A. Тонышева, HM. Вознесенская, А.Б. Шалъкевич, А.Ф. Петраков
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ, ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ, МЕХАНИЧЕСКИЕ И КОРРОЗИОННЫЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНОЙ КОРРОЗИОННОСТОЙКОЙ СТАЛИ ПЕРЕХОДНОГО КЛАССА С ПОВЫШЕННЫМ СОДЕРЖАНИЕМ АЗОТА
Изучено влияние высокотемпературной термомеханической обработки на структуру, технологические, механические и коррозионные свойства высокопрочной коррозионно-стойкой стали 15Х14Н4ГАМпереходного класса с повышенным содержанием азота.
Ключевые слова: высокотемпературная термомеханическая обработка стали с повышенным содержанием азота.
Важнейшим преимуществом высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) является ее способность одновременно повышать показатели прочности, сопротивление распространению трещины (вязкость разрушения) и сопротивление коррозионному растрескиванию [1].
Применительно к сталям мартенситного класса под высокотемпературной термомеханической обработкой понимают процесс, включающий горячую пластическую деформацию стали в аустенитном состоянии по режимам, создающим специальную субструктуру аустенита с повышенной плотностью дефектов, и последующую закалку на мартенсит с температуры горячей деформации. При мартенситном превращении такого аустенита его субструктура наследуется мартенситом, что обеспечивает получение оптимального структурного состояния мартенсита и высокий комплекс механических свойств и характеристик надежности, не достигаемых при обычной термообработке [1].
В последние годы широкое применение получают коррозионностойкие стали, легированные азотом, как материалы с высокими механическими свойствами. Исследования показали, что перспективными для применения в высокопрочном состоянии являются экономнолегированные азотистые, в том числе со сверхравновесным содержанием азота, хромоникелевые стали мартенситного или переходного (аустенито-мартенситного) класса, которые обладают хорошим сочетанием механических и коррозионных свойств и позволяют снизить стоимость применяемых материалов за счет отсутствия дефицитных легирующих элементов (Со, Мо и др.) [2].
В ВИАМ совместно с ИМЕТ РАН им. A.A. Байкова разработана высокопрочная экономнолегированная коррозионностойкая сталь 15Х14Н4ГАМ (ав~1750 МПа) с повышенным содержанием азота (~0,15%).
Структура и свойства аустенито-мартенситных сталей со сверхравновесным содержанием азота в настоящее время мало изучены, поэтому целью данной работы явилось исследование влияния ВТМО на структуру, механические, коррозионные и технологические свойства стали 15Х14Н4ГАМ.
Материал и методика исследования
Исследование проводили на кованом прутке со стороной квадрата 90 мм из стали марки 15Х14Н4ГАМ, содержащей 0,15% азота, выплавленной в промышленных условиях в открытой печи с последующим электрошлаковым переплавом.
Для определения технологической пластичности были изготовлены клиновидные образцы размером 2x10x100 мм, которые подвергались горячей прокатке за один
проход при температуре от 700 до 1100 ° С и последующей обработке холодом и низкому отпуску. Затем были проведены металлографические и рентгеноструктурные исследования и измерена твердость. Использование такого вида образцов позволило получить в каждом образце различную степень обжатия - от 10 до 80%.
ВТМО для стали 15Х14Н4ГАМ проводили по следующей технологии:
- ковка заготовок размером 30x30 мм и длиной 150 мм на пруток со стороной квадрата 14-16 мм в интервале температур 1000-1100° С с быстрым охлаждением в воде с последующей обработкой холодом и низким отпуском; степень обжатия составила -70%;
- для получения листа толщиной 15 мм проводили прокатку заготовки (сутунки размером 30x100x150 мм) с быстрым охлаждением в холодной воде с температуры 1000-1100° С с последующей обработкой холодом и отпуском; степень деформации после прокатки составила 50%.
Перечисленные виды термомеханической обработки проводили без промежуточных подогревов.
Исследования проводили на образцах из полученных прутков и листов, испытывая их на растяжение, ударную вязкость и коррозионное растрескивание в камере солевого тумана КСТ-35 при приложенных напряжениях а: 780, 880, 980 МПа, а также исследовали их микроструктуру.
Экспериментальная часть и обсуждение результатов
Результаты исследования клиновидных образцов после прокатки в интервале температур 700-1100° С показали, что образцы (независимо от температуры и степени деформации) при прокатке не разрушились, равномерно деформировались вдоль и поперек направления прокатки без образования трещин. После обработки холодом и низкого отпуска во всем интервале температур и при разных степенях обжатия при прокатке получена высокая твердость образцов 50-56 НЯС (рис. 1).
Твердость образцов после прокатки при 1100, 750 и 700°С оказалась ниже, чем у образцов, прокатанных при температурах от 800 до 1050°С, что связано, по-видимому, с повышенным содержанием аустенита после деформации при 1100°С, а при температурах 700 и 750°С - в связи с выделением карбидов, что привело к пониженной твердости образовавшегося мартенсита.
На основании проведенного исследования подтверждена возможность получения стали с высокой прочностью и твердостью не менее 50 НКС, используя эффект ВТМО.
Путем измерения интегральной ширины дифракционных линий можно выявить механизм формирования высокопрочного состояния стали при различных режимах ВТМО. Рентгеноструктурным анализом установлено, что при температуре деформации 700-800° С и степени деформации 50-70% основной вклад в упрочнение вносит аусте-нит. При более высокой температуре и более высокой степени деформации основной вклад в упрочнение стали вносит мартенсит. Эти эффекты можно оценить по изменению значений интегральной ширины дифракционных рефлексов аустенита и мартенси-
Степень обжатия, %
Рис. 1. Твердость клиновидных образцов из стали 15Х14Н4ГАМ при прокатке при температурах от 700 до 1100 ° С (700 (♦), 800 (▲), 850 (□), 900 (■), 950 (о), 1000 и 1050 (А), 750 и 1100°С (•)) со степенями обжатия от 10 до 80% (данные получены совместно с ИМЕТ РАН им. A.A. Байкова)
та, которая пропорциональна плотности дефектов их кристаллической решетки. Например, значение интегральной ширины дифракционных рефлексов аустенита при температуре деформации 700° С и степени деформации 70% составляет 1,95, а мартенсита: 1,25; при температуре 900° С с обжатием 70% ширина рефлексов аустенита: 1,2; мартенсита: 1,8 (рис. 2).
При выборе температуры деформации стали 15Х14Н4ГАМ руководствовались возможностью получения мелкого зерна и наиболее полного растворения карбонитри-дов, которые снижают технологичность, а также механические и коррозионные свойства стали после охлаждения. На рис. 3 приведена зависимость размера зерна от температуры прокатки при деформации 60%. Наименьший размер зерна достигается при температуре деформации, лежащей в интервале 1000-1100° С. Изменение размера зерна в значительной мере обусловлено процессами динамической и собирательной рекристаллизации.
^ (311)у
(211)а
я 700 800 900 1000
Температура деформации, ° С
Рис. 2. Зависимость ширины рефлексов (211) а-фазы (о) и (311) у-фазы (•) от температуры прокатки с обжатием 70% (данные получены совместно с ИМЕТ РАН им. A.A. Байкова)
Температура прокатки, ° С Рис. 3. Зависимость размера зерна от температуры прокатки при степени деформации 60% клиновидных образцов из стали 15Х14Н4ГАМ (данные получены совместно с ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова)
Температурой деформации была выбрана температура 1000-1100° С, которая позволяет получить мелкое зерно и полное растворение карбонитридов. Более высокая температура деформации уменьшает объемную долю полигонизованной субструктуры, размер субзерен возрастает, снижается плотность дислокаций, а статическая рекристаллизация получает все большее развитие. Конечная температура деформации металла при ВТМО принята не ниже 850° С во избежание выделения карбонитридов по границам зерен.
Согласно работам [3-6], быстрое охлаждение после деформации фиксирует нерекристаллизованное состояние аустенита, поэтому охлаждение стали 15Х14Н4ГАМ после ковки/прокатки проводили в воде. Последующая обработка холодом инициирует дальнейшее превращение аустенита в мартенсит, а низкий отпуск приводит к отпуску мартенсита.
Высокопрочная сталь 15Х14Н4ГАМ со сверхравновесным содержанием азота при проведении горячей деформации показала высокую технологичность: после всех режимов ВТМО трещин в металле не обнаружено.
Свойства стали 15Х14Н4ГАМ, подвергнутой ВТМО по описанным режимам, а также свойства стали, обработанной по стандартной технологии (закалка 1050° С + обработка холодом + низкий отпуск), приведены в табл. 1.
Таблица 1
Механические свойства стали 15Х14Н4ГАМ после ВТМО _и обработки по стандартному режиму_
Режимы ^0,2 5 КСУ, Твердость Остаточный
термообработки МПа % Дж/см2 по Роквеллу ияс аустенит, %
Закалка 1050° С (вода) + 1720 1315 21,5 55 86 48-49 14
+ обработка холодом +
+ низкий отпуск
ВТМО + обработка хо- 1750 1380 25 53-59 86 50 20
лодом + низкий отпуск (пруток □ 14-16 мм)
ВТМО + обработка хо- 1750 1350 22-23 55 91 48-49,5 25
лодом + низкий отпуск (лист толщиной 15 мм)
Из приведенных данных видно, что после исследованных режимов ВТМО возросли значения пределов прочности и текучести при сохранении высокой пластичности и вязкости.
В структуре горячедеформированной стали увеличилось количество остаточного аустенита - с 14 до 20-25%. Данный результат, по-видимому, связан со стабилизацией аустенита, возникшей из-за сильного нарушения правильности строения исходной фазы, которое затрудняет рост мартенситных кристаллов [7].
Термомеханическая обработка стали сопровождается радикальными изменениями не только фазового состава, но и субструктуры аустенита и мартенсита. После деформации при охлаждении происходит распад аустенита, в результате которого мартенсит наследует деформационные дефекты матрицы. К этим дефектам добавляются дефекты решетки, обусловленные мартенситным превращением аустенита при последующей обработке холодом. Особенностью тонкого строения остаточного аустенита является образование устойчивой фрагментированной структуры, сформированной деформацией [1].
Для получения высоких механических и коррозионных свойств в структуре стали должна отсутствовать карбидная сетка, что обеспечивается быстрым охлаждением с температуры горячей деформации.
а) б)
Рис . 4. Микроструктура (*500) стали 15Х14Н4ГАМ после ВТМО (обработка холодом, низкий отпуск) - мартенсит, остаточный аустенит и отдельные карбиды: а - пруток □ 14-16 мм; б - лист толщиной 15 мм
На рис. 4 представлена микроструктура стали 15Х14Н4ГАМ после ВТМО; для сравнения показана микроструктура той же стали, обработанной по стандартной технологии, включающей закалку с 1050° С, обработку холодом и низкий отпуск (рис. 5).
Микроструктура стали 15Х14Н4ГАМ после ВТМО текстурированная и - также как и после стандартной термической обработки - состоит из мартенсита, остаточного аустенита и отдельных карбонитридов.
Сталь 15Х14Н4ГАМ после ВТМО при степени деформации 50% подвергали испытанию на коррозионное растрескивание. Металл при приложенном напряжении 980, 880, 780 МПа не разрушается в камере солевого тумана КСТ-35 более 1 года (табл. 2). В деформированном металле затрудненно зарождение и распространение Рис 5 Микроструктура (х500) стали коррозионной трещинь^ таким oбpaзoм, 15Х14Н4ГАМ, обработанной по стандарт-втмо является эффективным способом ной технологии (закалка, обработка холо-увеличения сопротивления коррозии под дом, низкий отпуск) - мартенсит, остаточ-напряжением. ный аустенит и отдельные карбиды
Таблица 2
Результаты испытаний на коррозионное растрескивание образцов из стали ВНС-72
Режим термообработки
Приложенное напряжение, МПа
Количество испытанных образцов
Количество треснувших образцов
Время до образования трещин
ВТМО + обработка холодом +низкий отпуск
980 880 780
Более 1 года без разрушения
Стандартная технология термообработки: закалка при 1050° С (вода) + + обработка холодом + + низкий отпуск
980
880
780
Трещина на двух образцах после 7,5 мес; остальные - без разрушения более 1 года
Трещина на одном образце после 7,5 мес; остальные - без разрушения более 1 года
Без разрушения более 1 года
4
2
4
1
4
0
Таким образом, исследование клиновидных образцов из стали 15Х14Н4ГАМ после прокатки в интервале температур 700-1100° С с обжатием от 10 до 80% за один проход показало, что образцы не разрушились в процессе прокатки, равномерно деформировались вдоль и поперек направления прокатки без образования трещин.
После обработки холодом и низкого отпуска во всем интервале температур и степенях обжатия при прокатке получена высокая твердость клиновидных образцов: 50-56 НЯС.
По данным рентгеноструктурного анализа установлено, что значение интегральной ширины дифракционных рефлексов аустенита при температуре деформации 700° С и степени деформации 70% составляет 1,95, а мартенсита 1,25, т. е. основной вклад в упрочнение дает аустенит. При более высоких температурах и более высоких степенях
деформации основной вклад в упрочнение стали вносит мартенсит (ширина рефлексов аустенита составляет 1,2; мартенсита: 1,8).
Согласно проведенным металлографическим исследованиям, наименьший размер зерна стали 15Х14Н4ГАМ можно получить при температуре деформации, лежащей в интервале температур 1000-1100° С. При этих же температурах удается наиболее полно растворить карбонитриды, ухудшающие механические и коррозионностойкие свойства стали.
После исследованных режимов ВТМО получены следующие механические и коррозионные свойства стали 15Х14Н4ГАМ:
- ВТМО+обработка холодом+низкий отпуск (пруток ^14-16 мм): ав=1750 МПа, ü0,2=1380 МПа, 5=25%, у=53-59%, KCV=86 Дж/см2;
- ВТМО+обработка холодом+низкий отпуск (лист толщиной 15 мм): ов=1730-1750 МПа, üo,2=1350 МПа, 5=22-23%, у=55%, KCV=91 Дж/см2;
- сопротивление коррозионному растрескиванию - более 1 года без разрушения при приложенных напряжениях 980, 880, 780 МПа в камере солевого тумана КСТ-35.
ЛИТЕРАТУРА
1. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия. 1983. 480 с.
2. 10-th International Conference on High Nitrogen steels, HNS 2009, Moscow, 06-08.07.2009.
3. Прокошкина В.Г. Особенности процессов структурообразования при термомеханической обработке мартенситостареющих сталей: Автореф. дис. на соискание ученой степени канд. техн. наук. М.: МИСиС. 1981. 23 с.
4. Прокошкина В.Г., Капуткина Л.М., Берштейн М.Л., Кривоногов Г.С., Варганов В.А. Влияние термомеханической обработки на структуру и свойства мартенситостареющей нержавеющей стали //Термическая обработка и физика металлов. 1979. №5. С. 71-76.
5. Банных O.A., Блинов В.М., Шалькевич А.Б., Костина М.В., Вознесенская Н.М., Ходы -ев М.С. Влияние термической обработки на структуру и механические свойства особо высокопрочной коррозионностойкой мартенситно-аустенитной стали //Металлы. 2005. С. 51-61.
6. Прокошкина В.Г., Капуткина Л.М., Мозжухин В.Е. Структура мартенситостареющей стали после ВТМО и повторной закалки //Изв. вузов. Черная металлургия. 1981. №3. С. 126-131.
7. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия. 1978. С. 222.
УДК 541.6
М.В. Гагарин, Д.Е. Баранов, В.А. Турченков
МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОНИЦАЕМОСТИ ИАИОКОМПОЗИТОВ
Рассматривается вероятностный подход к моделированию проницаемости поверхностно-модифицированных полимерных пленок на примере полимерных пленок с нано-композитами.
Ключевые слова: пленка, проницаемость, нанослой.
Вопрос проницаемости мембран возник очень давно, но до сих пор является актуальным как в прикладном, так и в теоретическом плане. Применительно к проницаемости пленок в последнее время особенно широко обсуждаются методы поверхностной
