Особенности строения и свойства закаливаемых на мартенсит конструкционных азотсодержащих сталей после термомеханической обработки тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Хадеев, Григорий Евгеньевич

• Хадеев, Григорий Евгеньевич
• кандидат технических наук
• 2012

Оглавление диссертации кандидат технических наук Хадеев, Григорий Евгеньевич

ВВЕДЕНИЕ

1.Аналитический обзор литературы

1.1 ТМО конструкционных сталей

1.1.1 Основные применяемые схемы ТМО

1.1.2 Структурные изменения во время горячей деформации

1.1.3 Особенности процессов отпуска

1.2. Легирование сталей азотом

1.2.1 Азот как легирующий элемент

1.2.2 Диаграммы железо-азот и железо-углерод

1.2.3 Методы введения азота в сплав

1.2.4 Физико-химические основы растворов азота в металлах

1.2.5 Влияние дополнительного легирования на растворимость азота в сплавах железа

1.2.6 Эффективность легирования сталей азотом в том числе за счет совместного введения С и N

1.2.6.1 Различия во влиянии углерода и азота на структуру сталей

1.2.6.2 Влияние введения азота на свойства сталей

1.2.7 Соединение азота с металлами

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВНАНИЙ

2.1. Изучение фазового состава с помощью политермических разрезов диаграмм фазовых равновесий

2.2. Выбор химического состава, выплавка и обработка исследуемых сплавов

2.3 Термическая и термомеханическая обработки

2.3.1 Термическая обработка

2.3.2 ВТМО с деформацией продольной прокаткой

2.3.3 ВТМО с деформацией радиально-сдвиговой прокаткой

2.4 Методики испытаний и исследований

3.РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

3.1 Влияние азота на структурные процессы, происходящие при горячей и теплой деформации в цикле ТМО и свойства высоколегированных сталей

3.1.1 Диаграммы фазовых равновесий и положение существования фаз в сталях различных основных систем легирования

3.1.2 Горячая деформация сжатием и структура горячедеформированного аустенита азотсодержащих сталей

3.1.3 Процессы отпуска и старения аустенита

3.1.4 Теплая деформация и деформационное старение аустенита

3.1.5 Влияние термической и ТМО по различным режимам на твердость азотсодержащих сталей

3.2 Особенности структуры и свойства термомеханически упрочненных закаливаемых на мартенсит конструкционных микролегированных азотом сталей

3.2.1 Выбор параметров термической и термомеханической обработок

3.2.2. Изменение структуры и свойств при отпуске после закалки и ВТМОЮ

3.2.3 Сопротивление теплой деформации и деформационное старение после закалки и ВТМО

3.2.4 Структура, механические и специальные свойства сталей в высокопрочном состоянии после ВТМО по различным режимам

Общие выводы

Список использованных источников

Приложение 1

Приложение 2

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности строения и свойства закаливаемых на мартенсит конструкционных азотсодержащих сталей после термомеханической обработки»

ВВЕДЕНИЕ

Развитие таких отраслей техники, как машиностроение требует резкого повышения качества металла, уровня служебных характеристик и надёжности изделий. Прогресс в ряде областей современной техники в значительной мере определяется возможностями создания высокопрочных конструкционных сталей с достаточной, для практического использования, прочностью и пластичностью. Стали, обладающие вышеперечисленными характеристиками, подлежат специальной термической или термомеханической обработке, благодаря чему получается уровень свойств, недостижимый для низко- и среднелегированных сталей без соответствующей обработки. В современной металлургии одной из важнейших проблем является получение необходимых механических свойств, прежде всего сочетания прочности и пластичности, путём проведения термической или термомеханической обработки для стали с данным химическим составом с наименьшими затратами на производство. Оптимальная термическая обработка является решением проблемы получения высокопрочного состояния стали без дополнительного введения дорогостоящих

т-* и

легирующих элементов. В результате такой термической и термомеханическои обработки снижается масса металла в металлоконструкциях, благодаря улучшению комплекса механических свойств, увеличивается срок эксплуатации изделий.

Другим эффективным способом повышения качества металла является легирование азотом. Введение его в сталь даже в небольших количествах позволяет получить комплекс таких свойств как высокая прочность, ударная вязкость и коррозионная стойкость.

Азот - недефицитный элемент, а если не использовать высокие сверхравновесные концентрации, то азотсодержащие стали можно выплавлять обычным способом в электропечах без высокого давления. Азотсодержащие стали - это, как правило, легированные и высоколегированные стали, обычно с повышенным содержанием хрома и других нитридообразующих элементов. Для таких сталей эффективно применение термомеханической обработки.

4

Важным представляется исследовать эффективность влияния азота на термомеханическое упрочнение различных классов сталей, а также выявить классы сталей или систему легирования, где наиболее благоприятно дисперсионное упрочнение при сохранении других высоких механических и эксплуатационных свойств.

Легированные стали, помимо определенных физических и механических свойств, должны обладать таким немаловажным свойством как невысокая стоимость. Азот является дешевым, и процесс его получения из атмосферы не требует разрушения поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд. Поэтому введение азота в стали позволяет решать не только вопросы повышения их прочности и экономии легирующих элементов, но и решать экологические проблемы.

Экономичность применения азотсодержащих сталей будет возрастать вследствие роста затрат на экологию, стоимости и дефицитности легирующих элементов, требований экономии энергии в производстве и снижении металлоёмкости.

Вместе с тем, данных для формулирования четких критериев выбора содержания азота и/ или совместно углерода и азота, а также режимов термической и термомеханической обработок, явно недостаточно.

Поэтому актуально исследование влияния термической и термомеханической обработок на структуру и свойства азотсодержащих конструкционных сталей, как доминирующего конструкционного материала широкого спектра свойств и назначения.

Целью настоящей работы было изучение влияния различных схем термомеханической обработки на структуру и свойства азотсодержащих сталей, закаливаемых на мартенсит для повышения эффективности упрочняющих обработок, а также оценка эффективности термомеханического упрочнения азотсодержащих сталей различных структурных классов.

Задачами работы являлись:

- Построение диаграмм фазовых равновесий различных систем

легирования на основе железа.

- Изучение процессов растворения и выделения избыточных фаз при кристаллизации и нагреве при термической обработке.

- Анализ структуры стали после закалки, ВТМО и последующего отпуска.

- Изучение влияния различных схем ВТМО на структуру и свойства азотсодержащих конструкционных сталей.

Изучение структуры и свойств после закалки и ВТМО микролегированных азотом конструкционных сталей с разным содержанием С + К

Исследование особенностей старения азотистого мартенсита охлаждения и деформации в азотсодержащих сталях после закалки и ТМО.

- Получение диаграмм горячей деформации сжатием; исследование влияния легированности, степени, скорости, температуры деформации и рекристаллизации на сопротивление металла деформации при горячем сжатии.

В работе изучены явления процессов старения в аустенитных, аустенитно-мартенситных и мартенситных сталях. Показаны закономерности изменения параметров сталей в зависимости от температуры отпуска. Указаны температурные интервалы выделения упрочняющих частиц избыточных фаз. Выбраны температурные режимы и схемы напряженно-деформируемого состояния в цикле термомеханической обработки, позволяющие использовать исследуемые стали в качестве высокопрочных, особенно для изделий, для которых важны высокие прочность и пластичность в определенном направлении.

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием ОАО «Автоваз» (Приложение 1).

Получены дипломы победителя 64-х и 65-х дней науки студентов НИТУ «МИСиС» кафедры ПДСС; диплом за доклад, занявший П-ое место в секции «Разработка металлических материалов с уникальными свойствам на П-ой всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы

металловедения»; диплом лауреата конкурса «Молодые ученые» международной промышленной выставки Металл-Экспо 2011; диплом за лучший устный доклад среди молодых ученых на научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов» (Приложение 2).

1.Аналитический обзор литературы 1.1 ТМО конструкционных сталей 1.1.1 Основные применяемые схемы ТМО

Известно, что одним из наиболее перспективных направлений повышения прочности является создание в кристаллической решетке обрабатываемого объекта особых структурных несовершенств, способствующих развитию эффекта упрочнения [1].

Такие структурные несовершенства могут быть получены в результате пластической деформации или термической обработки [2]. Наибольший интерес представляет комбинированное применение этих способов упрочнения, называемых в литературе термомеханической обработкой. По определению М. Л. Бернштейна [3,4], «термомеханическая обработка (ТМО) - это совокупность операций деформации, нагрева и охлаждения (в различной последовательности), в результате которых формирование окончательной структуры металлического сплава, а, следовательно, и его свойств, происходит в условиях повышенной плотности несовершенств строения, созданных пластической деформацией».

Для классификации технологических схем ТМО М.Л. Бернштейном было предложено выбрать в качестве классификационного признака последовательность проведения пластического деформирования и термической обработки (рис. 1) [5].

Рисунок 1 - Технологические схемы ТМО сталей

Развитие ТМО и создание её основных положений оказались возможными лишь на базе теории дислокаций, в частности тех её разделов, в которых устанавливается связь между несовершенствами строения и процессами структурообразования при превращениях. Исторически первой опробованной схемой термомеханического упрочнения машиностроительной стали (1954, США) была низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО). Смысл переохлаждения аустенита в схеме НТМО заключается в том,

чтобы вести деформацию ниже температуры его рекристаллизации. Этим НТМО отличается от разработанной несколько позднее в СССР высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО), которая в дальнейшем получила большее распространение в связи с необходимостью повышения механических свойств массовых сортов стали, применяемых в современном машиностроении.

Температура проведения деформации при ВТМО лежит обычно выше верхней критической точки полиморфного превращения, поэтому долгое время проводили аналогии между ВТМО и термической обработкой с прокатного (или ковочного) нагрева. Принципиальное различие между этими видами обработки состоит в том, что при ВТМО создаются такие условия высокотемпературной пластической деформации и последующей закалки, при которых подавляется развитие рекристаллизационных процессов и создаётся особое структурное состояние, характеризующееся повышенной плотностью несовершенств и особым их распределением с образованием субструктуры полигонизации. Отсюда и экспериментально наблюдаемая развитая мозаичность строения стали после ВТМО, повышенная тонкая субмикроскопическая неоднородность строения и состава мартенсита, которая обеспечивает после ВТМО уникальное сочетание свойств, когда наряду с повышением прочности одновременно увеличиваются пластичность, вязкость и сопротивление хрупкому разрушению [6, 7]. Позднее понятие ВТМО стали использовать менее жестко, структурные процессы при горячей деформации уже допускали частичное развитие рекристаллизации, особенно динамической.

Термин «контролируемая» или «регламентированная» прокатка сохранился для схемы термомеханической обработки, включающей горячую прокатку и ускоренное охлаждение вплоть до температур ниже порога рекристаллизации, а главное роста зерна. Как правило, контролируемая прокатка предполагает заключительное охлаждение на воздухе и используется для феррито-перлитных сталей для получения дисперсной и однородной структуры.

В нашей стране теоретическая база термомеханической обработки сформировалась на основе работ крупных научных школ Г.В. Курдюмова, Л.М. Утевскош, Р.И. Энтина, М.Л. Бернштейна, С.С. Горелика, В.Д. Садовского, М.И. Гольдштейна, М.М. Штейнберга, М.А. Смирнова, К.Ф. Стародубова и нашла довольно широкое промышленное подтверждение уже в 60-80-е годы прошлого столетия.

С развитием материально-технической базы металлургического производства и повышением внимания к ресурсосбережению расширяется промышленное использование ТМО, разрабатываются новые процессы, при этом возрастает роль комбинированных схем деформационно-термических воздействий для повышения эффективности влияния на фазовые и структурные превращения на каждом этапе, а соответственно на формирование конечных структуры и свойств изделия. В этом случае требуется более детальное изучение всех эффектов и комплексный подход к выбору состава и технологических параметров ТМО. Все это привело к разработке большого числа конкретных технологических процессов производства металлопроката с заданными свойствами. Однако для среднеуглеродистых низколегированных сталей базовой схемой остается ВТМО.

Эффективность конкретного способа термомеханического упрочнения оценивается по комплексу механических свойств. В инженерном смысле под повышением прочности понимают повышение сопротивления деформации и сопротивления разрушению в различных напряжённых состояниях, в том числе и таком, которое может вызвать образование хрупкой трещины и преждевременное разрушение. Поэтому наряду с традиционными испытаниями на растяжение, удар, усталость современные высокопрочные, в том числе термомеханически упрочнённые, стали должны оцениваться по критериям механики разрушения, с определением энергоёмкости процесса развития трещины и других аналогичных параметров.

При ТМО проводится немедленное и резкое охлаждение после завершения горячей деформации, и конечная структура упрочнённой стали

наследует тонкое строение горячедеформированного аустенита [8, 9]. Прямое наследование дислокационной структуры горячедеформированного аустенита мартенситом была рассмотрена и описана М. Л. Бернштейном и М. А. Штремелем [10]. Наследование дислокационной структуры аустенита мартенситом было показано в работах [11, 12, 13]. В зависимости от условий деформирования, определяемых величиной напряжения, температурой и скоростью деформации, структура аустенита по окончании горячей деформации сильно различается. Она может отвечать: а) состоянию горячего наклёпа с неупорядоченным распределением дислокаций, когда при последующей закалке прочность повышается и одновременно снижается сопротивление хрупкому разрушению; б) формированию субструктуры в результате динамического возврата и особенно чёткого и устойчивого субзёреннош строения в результате динамической полигонизации - закалка в этом случае приведёт к оптимальному сочетанию высоких значений прочности и сопротивления хрупкому разрушению; в) состоянию динамической рекристаллизации, когда в одних объёмах еще сохранена повышенная плотность дислокаций, а в других она резко понижена - закалка в этом случае может привести к получению комплекса повышенных механических свойств, однако значения их в связи с неоднородностью и нестабильностью тонкого строения будут неустойчивы. Следовательно, режимы горячей деформации металлических сплавов при осуществлении ТМО необходимо выбирать с таким расчётом, чтобы получить развитую и устойчивую субструктуру в результате динамической полигонизации. При последующей закалке благодаря сдвиговому характеру мартенситного превращения субструктура деформированного аустенита, сформированная на стадии динамической полигонизации, наследуется образующимся мартенситом. Если, например, осуществляется другая схема ТМО, а именно ВТМизО (рис. 1), то благодаря сдвиговому характеру превращения при образовании бейнита последний также наследует субструктуру горячедеформированного аустенита. Во всех случаях присутствие в конечных фазах (мартенсите и других) этой устойчивой

субструктуры определяет высокую дисперсность и мозаичность этих фаз, а также тонкое распределение примесей в них - это и приводит к повышению всех механических свойств, характеризуемому одновременным возрастанием сопротивления пластической деформации и сопротивления разрушению. Это наблюдается не только при «прямой» ТМО, но и при последующей после ТМО термической обработке. Открытое в СССР и широко используемое в отечественной и зарубежной практике явление «наследования» термомеханическое упрочнения базируется на том, что созданная при горячей деформации совершенная и устойчивая субструктура оказывается устойчивой при последующей перекристаллизации. В условиях повторной термической обработки после ТМО перекристаллизация протекает по сдвиговому механизму, что определяет сохранение субструктуры и, следовательно, комплекса высоких механических свойств, созданного при «прямой» ТМО. Развитие идей «наследования» термомеханического упрочнения позволило создать новую схему - предварительную термомеханическую обработку (ПТМО), нашедшую применение в СССР и США, а также объяснить высокий уровень свойств в результате патентирования, являющегося, по существу, разновидностью ТМО [4].

Среднеуглеродистые стали, упрочненные термомеханической обработкой.

Термомеханическая обработка среднеуглеродистых легированных сталей типа 40ХНМА, 40ХН2МА и 30ХГСН2А может обеспечить высокую прочность (2000-2800 МПа) при достаточной пластичности (5 = 8—6%) и вязкости (КСи = 0,30—0,15 МДж/м2) [14, 15, 16].

При ВТМО сталь деформируют при температуре выше температуры А3 и немедленно закаливают с тем, чтобы не допустить развития рекристаллизации аустенита.

Заключительной обработкой после ВТМО часто является низкотемпературный отпуск при 100-200°С. При ТМО повышается весь комплекс механических свойств и особенно пластичность и вязкость, что

наиболее важно для высокопрочного состояния. По сравнению с обычной обработкой прирост прочности при ТМО составляет 200 - 500 МПа, т. е. 1020%. Характеристики пластичности и вязкости повышаются в 1,5-2 раза.

Улучшение комплекса механических свойств обусловлено формированием специфического структурного состояния. Деформация создает в аустените высокую плотность дислокаций, образующих из-за процесса полигонизации устойчивую субзеренную субструктуру, которая наследуется мартенситом при закалке. При этом субграницы тормозят движение дислокаций и локализируют деформацию внутри зерна; в результате прочность повышается. В то же время субграницы ведут себя как полупроницаемые барьеры. Они допускают прорыв дислокаций, их передачу из мест скоплений в соседние субзерна. Это вызывает пластическую релаксацию локальных напряжений и служит причиной повышения пластичности.

ВТМО также уменьшает чувствительность к трещине (Ьчс возрастает на 20-50%), снижает порог хладноломкости, повышает сопротивление усталости и затрудняет разупрочнение при отпуске, что связано с устойчивостью ячеистых дислокационных структур мартенсита. ВТМО эффективна как для чистого вакуумированного, так и рядового металла. Кроме того, ВТМО технологична, так как аустенит выше точки А3 пластичен и стабилен. При деформации не требуются большие степени обжатия; предельное упрочнение достигается при деформации на 20 - 40%. Для ВТМО пригодны любые конструкционные стали.

Область ВТМО расширяет явление обратимости эффекта упрочнения. Оно состоит в том, что свойства, полученные при ВТМО, наследуются после повторной закалки. Это позволяет закладывать определенный ресурс свойств в стальные полуфабрикаты (поковки, прутки, листы и т. п.), подвергая их ВТМО на металлургическом заводе.

Наиболее высокая прочность (ав < 3000 МПа) получена сочетанием ВТМО и последующей холодной пластической деформации образцов из низкоотпущенных среднеуглеродистых сталей.

ВТМО аустенитных сталей, позволяет повысить при повышенных

температурах кратковременную и длительную прочность сильно дисперсионно-твердеющих жаропрочных сталей с карбидным и интерметаллидным упрочнением. В этом случае ВТМО затрудняет развитие интеркристаллитных трещин, что сопровождается повышением пластичности и ударной вязкости [17, 18]. Также ВТМО повышает сопротивление аустенитных сталей коррозионному растрескиванию [19, 20].

В настоящее время ТМО применяют при производстве сортового и листового проката, а также при изготовлении конкретных изделий: прокатных валков, труб, валов-осей, роликов, поршней нефтяных насосов, арматуры, деталей бурильного оборудования, турбинных лопаток и деформирующего инструмента, плоских и витых пружин, рессор автомашин, шарикоподшипников и т. д. [3, 21, 22, 23, 24].

Также ведутся разработки методов упрочнения конструкционных сталей термической и термомеханической обработкой их при нагреве в межкритический интервал температур [25-26]. Структура сталей после упрочнения при температурах в межкритическом интервале состоит из мартенсита, феррита, остаточного аустенита и карбидов. При наличии феррита в стали не более 10% наблюдается наибольший эффект упрочения. Сохранение субструктуры горячей деформации подтверждается наличием текстуры, а также образованием малоугловой разориентировки ферритных субзерен.

Уровень механических свойств этих сталей определяется количественным соотношением между ферритом и мартенситом, степенью растворения карбидов во время межкритической аустенизации, а так же наличием субструктуры, наследуемой в цикле ВТМО.

ВТМО является эффективным методом повышения прочности сталей разного состава и назначения. Эта обработка используется на большом количестве металлургических предприятий уже в течение многих десятилетий. Например, на Златоустовском металлургическом заводе, еще в 70-е годы было показано, что после ВТМО листовой стали 12Х18Н10Т, предел текучести повышается на 35-80 %, а временное сопротивление на 6-10 % соответственно

по сравнению с обычным режимом прокатки[28].

Для достижения высоких механических свойств, предъявляемых к нефтяным валам, на ЗАО «Кераммаш» (г. Славянск) была создана линия высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО). Создание линии ВТМО позволило улучшить качество за счет повышения механических характеристик и снизить себестоимость выпускаемой продукции [29].

В условиях полунепрерывного среднесортного стана 350 в ПО "Кировский завод" ВТМО был подвергнут круглый прокат из коррозионно-стойких сталей типа Х18Н10Т и 08Х18Н12ТФ. В результате этого предел текучести возрос, для стали 08Х18Н10Т на 40-65 %, по сравнению с обычной термообработкой, для стали 12Х18Н10Т - на 90%, а для аустенитно-ферритной стали 08Х18Н12ТФ - на 15-20%. Пластические характеристики при этом сохранились в пределах допустимых требований. Было установлено, что сталь, подвергнутая ВТМО, способна выдерживать большие нагрузки при высоких температурах, чем сталь после обычной термообработки. Стойкость сталей с ВТМО против межкристаллитной коррозии не снижается.

В условиях Златоустовского завода наряду с коррозионно-стойкими сталями упрочняли конструкционные стали марок 30ХГСН2А и 40Х2Н2ВА. При том же уровне прочности, что и после ОТО, были получены более высокие показатели пластичности (о, (р) и КСИ, а также циклической прочности при знакопеременном изгибе [30].

На металлургического заводе в г. Устинове были отработаны режимы ВТМО на сталях 38ХС, 30ХГСА, 30ХГСН2А, 38ХС40ХВА, 60С2. В ряде случаев использование в качестве заготовки полуфабрикатов повышенной точности с ВТМО позволило устранить операцию термообработки на заводах [31]. Испытания деталей типа "пальцев" траков из стали марки 38ХС показали двух-трехкратное преимущество проката с ВТМО при испытаниях в случае знакопеременного и симметричного изгиба [32]. В результате ВТМО долговечность торсионов из стали 60С2 возросла в 5 раз, эксплуатационная стойкость прокатных валков из стали марки 9Х увеличилась в 3,5 раза [33].

В Московском институте стали и сплавов под руководство проф. М. Л.Бернштейна был выполнен цикл работ по ВТМО сортового проката из сталей 38ХС, ЗОХГСА, 30ХГСН2А, 55С2 и 40 на специальной установке в линии сортопрокатного стана 325 Волгоградского металлургического завода "Красный Октябрь" [33]. Из стали 38ХС упрочняли прутки диаметром 17-22 мм, из стали ЗОХГСА - пустотелые прутки диаметром 26-28 мм, из стали 30ХГСН2А - прутки с отверстием 10 мм, являющиеся заготовками для изготовления пустотелых и сплошных осей, работающих в сложных условиях. ВТМО также подвергали шестигранник с размером грани 25 мм с отверстием 7 из стали 55С2, предназначенный для изготовления буровых штанг в горнодобывающей промышленности, и сталь 40 в прутке диаметром 19 и 22 мм, предназначенном для изготовления нефтенасосных

штанг. Эксплуатационная стойкость штанг, изготовленных из проката с ВТМО, возросла в 2-3 раза по сравнению со штангами, изготовленными по обычной технологии. Оси из проката сталей 38ХС, ЗОХГСА, 30ХГСН2А, подвергнутого ВТМО, в 3-4 раза превосходили стойкость деталей, обработанных по серийной технологии. Испытания штанг из стали 40 с ВТМО и последующим отпуском при 500 °С в течение двух часов проводили на скважинах с тяжелыми условиями при воздействии острокоррозионной среды (сероводородные пластовые воды) и высоких напряжений. Результаты свидетельствуют о том, что штанги из стали 40 с ВТМО имеют в среднем такие же показатели, как и штанги из стали 20НМ, легированной никелем и молибденом [2].

В некоторых работах [34 и др.] была показана целесообразность использования ВТМО или ее разновидности для упрочнения железнодорожных рельсов. Благодаря повышению контактной выносливости в среднем на 15%, что позволило прогнозировать увеличение ресурса работы рельсов примерно на 30 %.

Не менее длительная практика термомеханического упрочнения за рубежом свидетельствует о возрастании роли ТМО в повышении прочности стальных заготовок [35]. Одним из простейших примеров использования ТМО

является способ производства высокопрочных стальных полос из низколегированных сталей, разработанный фирмой "Джонс энд Лафлин Стил Корпорейшн" (Jones and Laughlin steel Corporation) [36].

В работе [37] рассмотрено изменение прочности и вязкости в результате контролируемой прокатки стали, находящейся в двухфазной (а-у) области, показано, что высокие значения вязкости можно получить в результате контролируемой прокатки при температурах, обеспечивающих протекание процессов возврата и рекристаллизации феррита. Контролируемая прокатка при более низких температурах вызывает повышение критической температуры хрупкости.

По данным работы [38], во Франции еще в 80-е годы около 40% толстого листа из высокопрочных свариваемых сталей, применяющихся для газо- и нефтепроводов, подвергалось ТМО в режиме контролируемой прокатки.

В настоящее время ТМО широко применяют для упрочнения тяжелонагруженных сварных конструкций, используемых в условиях Крайнего севера. Кроме повышения механических свойств, ТМО сдерживает протекание процессов отпуска в стали, что приводит к сохранению высокого уровня прочности после высокого отпуска [39].

Результаты исследований и главное промышленного производства металлопродукции последних лет подтвердили, что ТМО с успехом может применяться для повышения прочности, вязкости, сопротивления усталости стальных изделий широкого сортамента.

1.1.2 Структурные изменения во время горячей деформации

Диаграммы горячей деформации (ДГД) отражают сопротивление деформации, соотношение процессов упрочнения и разупрочнения; они зависят как от условий деформации, так и от состава и структуры сталей.

Диаграммы деформации промышленных сталей различного состава и назначения без фазовых превращений носят обычный характер: сопротивление деформации растёт с повышением скорости и снижением температуры

деформации; наличие максимума не является обязательным признаком рекристаллизации.

С повышением температуры деформирования возрастает доля растворившихся карбонитридов. Растёт легирование твёрдого раствора Сг, V, и другими элементами, снижающими скорость диффузии, повышающими сопротивление деформации. Рост уровня напряжений и, особенно, температурный рост скорости диффузии ведёт к ускорению процессов разупрочнения. Протекание деформационного старения, особенно при малых скоростях деформации, и выделение карбидов и карбонитридов, более вероятное в ходе горячей деформации легированных сталей, ведёт к снижению сопротивления деформации, появлению на диаграмме «площадки» текучести и нарушению температурно-скоростных зависимостей и сопротивления деформации и упрочнения сталей. Протекание ранних стадий старения в ходе горячей деформации благоприятно для получения высокой прочности после закалки сталей, но может чрезмерно уменьшить и вязкость и коррозионную стойкость, то есть должно регулироваться, особенно при эксплуатации изделий при отрицательных и криогенных температурах.

На начальных этапах горячей деформации всегда происходит деформационное упрочнение, связанное с повышением плотности дислокаций. Восстановительными, разупрочняющими процессами, уменьшающими плотность дислокаций во время горячей деформации, могут быть только возврат или возврат и рекристаллизация [40].

Процессы разупрочнения во время горячей деформации аналогичны процессам разупрочнения при отжиге после холодной деформации: при возврате плотность дислокаций уменьшается в результате переползания и поперечного скольжения с выстраиванием дислокаций в стенки (полигонизация), а при рекристаллизации - в результате «выметания» дислокаций мигрирующими высокоугловыми границами. В связи с этим были введены термины динамический возврат (в том числе динамическая полигонизация) и динамическая рекристаллизация в отличие от статического

возврата и статической рекристаллизации, которые идут при отжиге после холодной деформации или по окончании горячей деформации (во время после-деформационной выдержки и охлаждения).

Если динамический возврат - это единственный восстановительный процесс при горячей деформации, то кривые напряжение - деформация имеют наиболее простой вид: рост напряжения течения плавно затухает до достижения определенной величины, не зависящей далее от степени деформации.

С ростом степени деформации скорость генерирования дислокаций мало меняется, а скорость их аннигиляции из-за роста плотности дислокаций возрастает до тех пор, пока не сравняется со скоростью генерирования. Это и соответствует достижению стадии установившегося течения. С понижением температуры или повышением скорости деформации восстановительные процессы возврата в расчете на одну и ту же величину деформации успевают проходить в меньшей степени и поэтому стадия установившегося течения наступает позднее. Истинная деформация, соответствующая достижению стадии установившегося течения, находится в интервале от ОД до 0,5 в зависимости от температуры и скорости деформирования.

Размер субзерна прямо пропорционален напряжению и прочности металла на установившейся стадии [41]. При наличии максимума на кривой на установившейся стадии формируется совершенная полигонизованная субструктура.

На кривых напряжение - деформация динамическая рекристаллизация проявляется в падении напряжения течения. На стадии установившегося течения возможны два типа поведения металла. При более высоких скоростях деформации напряжение течения после спада остается неизменным, а при более низких скоростях напряжение течения осциллирует около некоторого среднего уровня, который тем ниже, чем меньше скорость деформации. С ростом степени деформации амплитуда колебаний напряжения постепенно уменьшается и кривая о~е сглаживается.

Динамическая рекристаллизация отличается от статической тем, что появившиеся рекристаллизованные зерна с низкой плотностью дислокаций во время своего роста постепенно наклёпываются из-за продолжающейся деформации - в них повышается плотность дислокаций. Участки, рекристаллизовавшиеся в первую очередь, начинают наклёпываться раньше и в них быстрее достигается критическая плотность дислокаций, необходимая для зарождения новых рекристаллизованных зерен, которые затем наклёпываются, и т. д. Многократно чередующиеся циклы динамической рекристаллизации и наклепа рекристаллизованных зерен соответствуют установившейся стадии с неизменным средним размером зерна.

Наклеп рекристаллизованных зерен уменьшает разность в плотности дислокаций по обе стороны от мигрирующей границы, а так как эта разность является движущей силой миграции, то скорость роста рекристаллизованных зерен уменьшается. Чем выше температура и ниже скорость деформации, тем крупнее и совершеннее рекристаллизованные зерна.

При малой скорости деформации цикл рекристаллизации успевает закончиться раньше, чем в участках, рекристаллизованных в первую очередь, будет достигнута критическая плотность дислокаций и начнется новый цикл рекристаллизации. Поэтому при малой скорости деформации вначале наблюдается четкое чередование спадов (рекристаллизационное разупрочнение) и подъемов (деформационное упрочнение) напряжения течения. Так как эти процессы в разных участках макрообъема образца в силу разных, в том числе случайных причин перестают совпадать по фазе, то осцилляция напряжения течения уменьшается и кривая а-е сглаживается.

При больших скоростях деформации скорость увеличения плотности дислокаций больше скорости рекристаллизации, и до окончания первого цикла рекристаллизации достигается критическая плотность дислокаций, т. е. начинается второй цикл рекристаллизации. В результате такого перекрытия циклов рекристаллизации напряжение течения не осциллирует: вслед за достижением пикового напряжения оно падает до определенного уровня,

промежуточного между сопротивлением деформированию

рекристаллизованных и нерекристаллизованных участков.

Характерные особенности структуры металла на стадии динамической рекристаллизации следующие:

а) неоднородность субструктуры по объему металла и внутри отдельных зерен, связанная с тем, что одни участки только что рекристаллизовались, а ранее рекристаллизованные участки подверглись наклепу и динамическому возврату;

б) неровность, зубчатость границ зерен, вызванная выбрасыванием «языков» при зарождении новых зерен;

в) появление колоний новых зерен преимущественно около границ

исходных кристаллов;

г) равноосность зерен;

При сильном развитии динамического возврата критическая плотность дислокаций, необходимая для зарождения центров рекристаллизации, может быть не достигнута вплоть до самых больших степеней деформации, и тогда динамическая рекристаллизация вообще не начнется.

Легирующие элементы, уменьшающие энергию дефектов упаковки, затрудняют динамический возврат и тем самым облегчают достижение критической плотности дислокаций, необходимой для динамической рекристаллизации. При оценке роли легирующих добавок следует учитывать возможное затруднение динамической рекристаллизации из-за торможения дисперсными частицами миграции высокоугловых границ.

Характер основного процесса разупрочнения определяется как условиями деформации (температура, скорость), так и свойствами материала (энергия дефекта упаковки, скорость диффузии, исходная структура), определяющих уровень напряжений, деформационную структуру и скорости процессов разупрочнения.

В любом случае для горячей деформации в отличие от холодной характерно наступление последеформационного упрочнения стадии

установившегося течения.

1.1.3 Особенности процессов отпуска

Отпуск является окончательной термической обработкой. Целью отпуска является изменение строения и свойств закаленной стали: повышение вязкости и пластичности, уменьшение твердости, снижение внутренних напряжений. С повышением температуры нагрева прочность обычно уменьшается, а удлинение, сужение, а также ударная вязкость растут [42].

Основным превращением, происходящим при отпуске является распад мартенсита закалки на феррито-карбидную смесь.

С повышением температуры отпуска увеличивается диффузионная подвижность атомов и, как следствие этого, увеличивается скорость и полнота процесса распада мартенсита. Кроме температуры на превращения при отпуске оказывает влияние время выдержки при температуре нагрева. Однако определяющее воздействие оказывает температура отпуска.

Для высокопрочных сталей заключительной обработкой является низкотемпературный отпуск. При низком отпуске в результате частичного распада мартенсита закалки образуется мартенсит отпуска, в котором наблюдается перераспределение углерода с начальным образованием карбидов. При этом практически не снижается твердость и износостойкость, но снимается часть закалочных напряжений и снижается хрупкость.

В низкоотпущенном состоянии при использовании ВТМО часто реализуется одновременное повышение прочности и сопротивления хрупкому разрушению. Определенный вклад в упрочнение вносят измельчение кристаллов и пакетов мартенсита, а также выделение при отпуске более дисперсной карбидной фазы. В легированных сталях, упрочненных термомеханической обработкой, более высокая плотность дислокаций и большая дисперсность карбидных частиц в сравнении с недеформированным состоянием может сохраняться до весьма высоких температур отпуска (500 °С и более).

1.2. Легирование сталей азотом

Наиболее распространено применение азотсодержащих сталей после закалки или ВТМО с последующим отпуском. Причём температура отпуска определяется в зависимости от необходимых свойств стали: нужна ли высокая вязкость и пластичность (высокий отпуск) за счёт сфероидизации и роста нитридов (карбонитридов) или распада мартенсита [43]; нужна ли высокая прочность (низкий и средний отпуск) за счёт старения. Преимуществом высокоазотистых сталей является возможность реализации нескольких механизмов упрочнения: твёрдорастворного, дисперсионного, а также за счёт фазовых превращений, изменения дислокационной и зёренной структуры.

1.2.1 Азот как легирующий элемент

Азот-элемент главной подгруппы пятой группы второго периода периодической системы химических элементов Д.И Менделеева с атомным номером 7 [44].

Азот активно реагирует со многими металлами при нагревании. С водородом азот вступает во взаимодействие при высокой температуре и давлении в присутствии катализатора. Реакция азота с кислородом начинается при 3000-4000 °С.

Общее содержание азота в земной коре (включая гидросферу и атмосферу) составляет 0,04% (масс.).

Природный азот состоит из стабильных нуклидов (содержание в смеси 99,635% по массе) и 15М. Конфигурация внешнего электронного слоя 2822р3. Радиус нейтрального атома азота 0,074 нм, радиус ионов: И3- - 0,132, 1Ч3+ - 0,030 и }ч[5+ - 0,027 нм. Энергии последовательной ионизации нейтрального атома азота равны, соответственно, 14,53, 29,60, 47,45, 77,47 и 97,89 эВ. По шкале Полинга электроотрицательность азота 3,05 [45].

Молекула азота крайне прочна, для реакции диссоциации N2 2Ы удельная энтальпия образования АН°298=945 кДж, константа скорости реакции

1 он

К298=10" , то есть диссоциация молекул азота при нормальных условиях

24

практически не происходит (равновесие практически полностью сдвинуто влево). Молекула азота неполярна и слабо поляризуется, силы взаимодействия между молекулами очень слабые, поэтому в обычных условиях азот газообразен.

Он имеет пять электронов на внешней электронной оболочке, характеризуется как неметалл. Благодаря наличию пяти наружных электронов высшая положительная степень окисления элементов этой подгруппы равна +5, а отрицательная -3. Неметаллические свойства у азота превалируют, ослабление этих свойств при переходе к следующим элементам влечет за собой появление и нарастание металлических свойств. Наличие неподеленной пары электронов может приводить к образованию еще одной ковалентной связи, и азот становится 4-ковалентным (как в ионе аммония ЫН4). Степени окисления азота меняются от +5 (в М205) до -3 (в ЫНз). В обычных условиях в свободном состоянии он образует молекулу N2, где атомы N связаны тремя ковалентными связями.

Азот образует две фазы -кубическую а и гексагональную [3 в твердом состоянии. Переход из одной фазы в другую происходит при -237,49°С; ДНперех0да=54,74 кал/моль [46]

Важнейшие свойства азота приведены в таблице 1.

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Хадеев, Григорий Евгеньевич

З.РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

3.1 Влияние азота на структурные процессы, происходящие при горячей и теплой деформации в цикле ТМО и свойства высоколегированных сталей

В данном разделе были исследованы легированные стали с различным содержанием азота и углерода (0,06-1,14%) по массе. Химический состав данных сталей приведен в таблице 11.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Хадеев, Григорий Евгеньевич, 2012 год

Список использованных источников

1. Иванова В. С, Гордиенко JI. К., Геминов В. Н. Роль дислокаций в упрочнении и разрушении металлов. М.: Наука, 1965. 175 с.

2. А.К.Григорьев, Г.Е.Коджаспиров. Термомеханическое упрочнение стали в заготовительном производстве. -М.: Машиностроение, 1985.

3. Бернштейн М. JI. Структура деформированных металлов. М.; Металлургия, 1977. 432 с.

4. Бернштейн M.JL, Термомеханическая обработка металлов и сплавов. Том 2.-М.: Металлургия, 1968г.

5. Большая советская энциклопедия. — М.: Советская энциклопедия. 1969—1978.

6. Смирнов JT.B., Соколков E.H., Садовский В.Д. Влияние пластической деформации в аустенитом состоянии на хрупкость при отпуске конструкционных легированных сталей. // ДАН СССР. Т. 103. № 4. С. 239-257.

7. Смирнов JI.B., Садовский В.Д. Исследование обратимой хрупкости конструкционных легированных сталей. // Проблемы металловедения и термической обработки. Свердловск: Машгиз, 1956. С. 120.

8. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973. 205 с.

9. Садовский В.Д. Что такое ВТМО? - Металловедение и термическая обработка металлов. 1983, №14. - С. 48-50.

10. Бернштейн M.JI., Штремель М.А., О «наследственном» влиянии наклепа на свойства стали. // ФММ. 1963. Т. 15. Вып. 1С. 82-90.

11. Бернштейн МЛ., Займовский В.А., Капуткина JI.M. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. 480 с.

12. Винников Л.Я., Панкова М.Н., Утевский Л.М. Знакопеременное чередование разориентировок на параллельных субграницах. // ФММ. 1971. Т. 31. Вып.5. С. 1018-1022.

13. Козлова А Г, Утевский Л.М. Структура аустенита и мартенсита стали

35CXH12M, формирующаяся в результате горячей деформации. // ФММ. 1974.

121

Т. 38. Вып. 3. С. 662-665.

14. Б. Н. Арзамасов, И. И. Сидорнн, Г. Ф. Косолапов и др. Материаловедение. -М.: Машиностроение, 1986.

15. Петрова С.Н., Садовский В. Д., Соколков E.H. Влияние термомеханической обработки на механические свойства стали 35ХГСА. // Упрочнение сталей. Свердловск: Металлургиздат, 1960. С. 111-119.

16. Соколков E.H., Садовский В.Д. Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на ударную выносливость конструкционных легированных сталей //ФММ. 1964. Т. 18. Вып. 4.С 584-589.

17. Смирнов М.А., Выпряжкин В.П., Уксусников А.Н. и др. Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на охрупчивание аустенитных и аустенитно-ферритных сталей. - Физика металлов и металловедение, 1988, т.65, № 3. - С.577 - 587.

18. Садовский В.Д., Малышев К.А., Соколков E.H. и др. Влияние пластической деформации при высоких температурах на хрупкость при отпуске и старении закаленных сталей. - В кн. Исследование по жаропрочным сплавам, Т.2. - М.: Изд. АНСССР, 1957. - С.79 - 91.

19. Гойхенберг Ю.Н., Смирнов М.А., Внуков В.Ю. Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на коррозионное растрескивание углеродистой аустенитной стали. - Защита металлов, 1992, т.28, №2.-С.303-306.

20. Гойхенберг Ю.Н., Журавлев Л.Г., Смирнов М.А. Сопротивление коррозионному растрескиванию высокоазотистой аустенитной стали после высокотемпературной термомеханической обработки. - Физика металлов и металловедение, 1998, т.86, №1.-154-161.

21. Р. И. Щукюров. И. В. Паисов. Высокопрочная сталь для буровых штанг и ее термомеханическая обработка.-В кн. : Металловедение и термическая обработка металлов. Пермь: 1966, с. 30-34.

22. А. Н. Тихонюк. Высокотемпературная термомеханическая обработка при редуцировании и калибровании труб-В кн. : Проблемы термической и

термомеханической обработки стали. Днепропетровск: 1981, с. 73-74.

23. А. Д. Карачунскпй, Н. И. Бердянов, О. И. Шнкурин. Изготовление детален сложного профиля методом термомеханической обработки.-JI.: ЦНТИ, Информлисток, 1976, № 877.

24. О. И. Шаврин, Л.Т. Крекнин. Повышение стойкости прокатных валков термомеханической обработкой. -Сталь, 1971, №5, с. 442-445.

25. Голованенко С.А. Конструкционные двухфазные стали. МиТОМ. 1983г, №17. С.64-120.

27. Бернштейн М.Л., Л.М.Бернштейн, С.А.Гладышев. Механические свойства сталей 40ГС и 40ГС2 с мартенситно-ферритной структурой после термической и термомеханической обработки // Известия вузов. Черная металлургия 1988. №9. С.108-112.

26. Кудрявцева Н.С., Легкодух A.M., Матевосян А.П. и др., Подходы к созданию особо прочных сталей для противопульной брони.// Тр. II Всероссийской конф. С.-петербург, 1999. С.206-211.

28. А. М. Толстов, М. А. Смирнов, М. М. Штейнберг и др. Упрочнение проката из стали Х18Н10Т высокотемпературной термомеханической обработкой. - Сталь, 1970, № 12, с. 1124-1126.

29. Кузнецов Ю.В., Лойферман М.А., Штейников С.П. Современные технологии на специально разработанном термическом оборудовании. Труды XV международной конференции «Теплотехника и энергетика в металлургии», НМетАУ, г. Днепропетровск, Украина, 7-9 октября 2008 г. -Днепропетровск: «Новая идеология», 2008. - 300 с.

30. А. П. Бащенко, В. Г. Гросвальд, Б. Л. Каневский п др. Термомеханическое упрочнение конструкционных сталей при прокатке на среднесортном стане. - Сталь, 1975, № 8, с. 738-740.

31. Шаврии О. И. Технология и оборудование термомеханической обработки деталей машин. М.: Машиностроение, 1983. 177 с.

32. Ю. В. Яценко, Я. И. Спектор, А. Н. Сокол и др. Использование проката с предварительной термомеханической обработкой для пальцев траков

сельскохозяйственных машин. - В кн. : Проблемы термической обработки стали, Днепропетровск: 1981, с. 25-26.

33. Бернштейн М. Л. Прочность стали. М.: Металлургия. 1974. 199 с.

34. Е. А. Шур. Термомеханическая обработка железнодорожных рельсов, ее возможности и перспективы применения. - В кн. : Термическое и термомеханическое упрочнение. М.: МДНТП, 1978, с. 53—61.

35. И. Б. Кула, М. Азрин. Термомеханическая обработка сплавов на основе железа.— В кн.: Достижения в области обработки металлов давлением. М.: Металлургия, 1981, с. 5—47.

36. Morgan E.R., Dancy Т.Е., and Korchinsky М. Improved steels through hot strip mill controlled cooling. I. Metals, 1965, 17, p. 829-831.

37. Hashimoto Tamotsu, Sawamura Takeaki, Ohtani Hiroo. Tetsu to hagane J. Iron and Steel Inst., Japan, 1979, 65, N 9, p. 1425—1433.

38. Desalos Y., Le Bon A. Perspectives ouvertes par les traitments Thermome-caniques a haute temperature des aciers faiblement allies Trait, therm, 1980; N 145, p. 59—77.

39. Счастливцев B.M., Табатчикова Т.Н., Яковлева И.JI., Егорова Л.Ю., Круглова А.А. Влияние термомеханической обработки на структуру и механические свойства стали типа 10ХН2М. Вестник Магнитогорского гос. технического университета, V. 4, N. 16, pp. 78-82(2006).

40. С.С. Горелик, С.В. Добаткин, Л.М. Капуткина. Рекристаллизация металлов и сплавов. 3-е изд. -М.: МИСиС, 1997. - 432 с.

41. EJ.Mittemeier, Lin Chang et al Metallurgical Transactions A, 1988, v. 19

P.925

42. М.Л. Берштейн, Л.М. Капуткина, С.Д. Прокошкин. Отпуск стали. М.: МИСиС, 1997.

43. Штейнберг М.М., Смирнов М.А, Филатов В.И. Высокотемпературная термомеханическая обработка легированных сталей с различным содержанием углерода. - Физика и химия обработки материалов, 1978, № 11.-С.100-106.

44. Некрасов Б. В., Основы общей химии, т. 1,- М.: «Химия», 1973

45. Глинка H.JL, Общая химия: Учебное пособие для вузов-М.: Интеграл-Пресс, 2000

46. В.Ф Волынец, М.П.Волнынец, Аналитическая химия азота- М: Изд. «Наука», 1977

47. Ed. P.J. Elving, I. M. Kolthoff, Determination of caseous elements in metals, v.40, Ed.Laben, M.Melnick, Lynn L. Lewis, Ben D. Holt. New-York-London-Sydney-Toronto, Wiley- Intersci. Publ., 1974, p.321-339

48. 3.M., Кунин Jl.Jl. Анализ газов в металлах.- М., Изд. АН СССР, 1959,

с.217

49. Ц. Рашев., Высокоазотистые стали Металлургия под давлением. София 1995 Изд. Болгарской академии наук «Проф. Марин Дринов».

50. Simmons J. W. High-nitrogen alloying of stainless steels // Microstructural science. - 1994. - №10. - P. 33 - 39.

51. Горынин И. В., Рыбин В. В., Малышевский В. А., Калинин Г. Ю., Мушникова С. Ю., Малахов Н. В., Ямпольский В. Д. Создание перспективных принципиально новых коррозионно- стойких корпусных сталей, легированных азотом. Вопросы материаловедения. -2005. -№2.

52. Помарин Ю.М., Григоренко Г.М. Исследование растворимости азота в многокомпонентных сплавах железа при давлениях его в газовой фазе до 1 ОООкПа.// Известия АН СССР. Металлы,-1983 .-№2

53. Гудремон Э. Специальные стали том 2. -М. : Металлургия, 1956.

54. Аверин В.В., Ревякин A.B., Федорченко В.И., Козина Л.И., Азот в металлах. - М: металлургия , 1976

55. Улунцев Д.Ю. Упрочнение мартенситостареющих сталей путём легирования азотом. Канд. диссерт. - М.: МИСИС, 1997. - 117 с.

56. E.J.Mittemeier, Lin Chang et al Metallurgical Transactions A, 1988, v. 19

P.925

57. Гаврилюк В.Г., Ефименко С.П., Влияние азота на структуру и свойства у-и а- железа и перспективные направления разработки

высокоазотистых сталей. Труды I Всесоюзной конференции «Высокоазотитсые стали». Киев, 1990, С.5-26

58. О.А.Банных, В.М. Блинов, М.В.Костина, Азот как легирующий элемент в сплавах на основе железа, сб. Трудов второй научной школы-семинара, Магнитогорск, 2000

59. JI. В Гурвич, Г. А. Хачкурузов, В. А. Медведев и др.; Под ред. В. А. Глушко. Т. 11 .Термодинамические свойства индивидуальных веществ . - М.: «Наука», 1962.

60. Григорович В. К. Общие закономерности в строении диаграмм состояния. - М.: «Наука», 1973, с. 300 с ил.

61. Морозов А. Н. Водород и азот в стали. - Изд. 2-е. М., «Металлургия», 1966. С. 283

62. Явойский В.И., Близнюков С.А., Вишкарёв А.Ф. и др. Включения и газы в сталях. - М.: Металлургия, 1979. - 272 с.

63. Морозова Е.И., Исследование и разработка высокопрочных коррозионно-стойких сталей со структурой азотистого мартенсита: Дис. канд. наук. -М., 1999.-123 с.

64. Костина М.В., Банных O.A., Блинов В.М., Особенности сталей, легированных азотом// МиТОМ 2000, № 12, с.3-6

65. Menzel J., Stein G., Dahlmann P. Manufacture of N-alloyed steels in a 20t PESR furnace // HNS 90, Aachen (Germany), October 1990. Dusseldorf, 1990 P.365. 371

66. Holzgruber W. Process technology for high nitrogen steels // HNS 88, Lille (France), May 1988. . London, 1989, P. 39 . 48

67. Жалыбин В.И. и др. Сталь, 1970, №7, с.612

68. Г.М. Бордулин, Е.И.Мошкевич Нержавеющая сталь, М.: Металлургия,

1973

69. М.И Гольдштейн, C.B. Грачев, Ю.Г Векслер. Специальные стали. -М.: МИСиС. 1999

70. Юрин В.В., Котельников Г.И., Стомахин АЛ. Температурная

зависимость растворимости азота в жидком железе // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1986. - № 11.

71. Лахтин Ю. М., Низкотемпературные процессы насыщения стали азотом // МиТОМ. - 1970. - №4.- с.61-69.

72. Эллиотт Д.Ф., Глейзер М.Л., Рамакширна В. Термохимия сталеплавильных процессов. - М.: Наука, 1966.

73. Лахтин Ю, М, Коган Я.Д., Шпис Г.И, Бемер 3. Теория и технология азотирования- М.: Металлургия, 1991

74. Костина М.В., Банных O.A., Блинов В.М. Хромистые коррозионностойкие стали, легированные азотом,- новый класс конструкционных сталей. Технология металлов, 2000, № 10, с 2-12

75. Приданцев М.В., Талов Н.П., Левин Ф.Л. Высокопрочные аустенитные стали. - М.: Металлургия, 1969.

76. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977.

77. Чудина О.В., Петрова Л.Г., Боровская Т.М. Механизмы упрочнения железа при лазерном легировании и азотировании// МиТОМ, 2002, № 4, с.20-26.

78. Химушин Ф.Ф, Нержавеющие стали.- М.: Металлургия, 1967. ,

79. Петрова Л.Г., Чудина О.В. Сравнение дисперсного упрочнения когерентными и некогерентными нитридами при азотировании сплавов на основе Fe, Ni и Со. МиТОМ, 2000, № 5, с.26-31.

80. Меськин B.C. Основы легирования сталей. - М.: Металлургиздат.,

1964.

81. Kaputkina L.M., Prokoshkina V.G., Svyazhin A.G. Nitrogen-containing steels and theromechanical treatment. Inzynieria Materialowa, 2004, №3 p. 517-519.

82. Ложников Ю.И. Горячая деформация, структура и свойства азотсодержащих сталей различного назначения. Канд. диссерт.-М.:МИСиС, 2004.

83. Vogt J.B., Bigeon С., Foct J. Combined effect of nitrogen and silicon on low cycle fatigue of 12 % Cr martensitic stainless steels // Zeitschrift fur Metallkunde., 1994. S. 92-99.

84. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Конюкова Е.В., Никишов Н.А. Особенности рекристаллизации аустенита в условиях горячей деформации. // Изв. ВУЗов. ЧМ, 1983, №5, с.87-91.

85. Kaputkina L.M., Prokoshkina V.G, Svyazhin A.G, Siwka J., Koczurkiewicz В., Knapinski M., The individual and cumulative effect of С and N on the hardening and structure of high-nitrogen hot plastic worked steels. Materials Science Forum, 2007, p.539-543.

86. Prokoshkina V.G, Kaputkina L.M., Svyazhin A.G., Siwka J., Structure formation and strengthening of hot deformed nitrogen containing steels. Advanced in Science and Technology, 2008, №56, p. 116-121.

87. Prokoshkina V.G, Kaputkina L.M., Structure heredity, aging and stability of strengthening of Cr-Ni maraging steels. Material science and Engineering A, 2006, p.222-227.

88. Werner E. Solid solution and grain size hardening of nitrogen-alloyed austenitic steels // Materials Science and Engineering. Ser. A., 1988, v.101, p.93-98.

89. Public Inquiry Concerning Stress Corrosion Cracking on Canadian Oil and Gas Pipelines. Report of NEB, MH-2-95, Nov. 1996, 158 p.

90. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д., Добаткин С.В. Закономерности структурообразования при горячей деформации аустенита легированных сталей. //Изв. АН СССР, Металлы, 1982, №2, с 94-103.

91. Ложников Ю.И., Капуткина Л.М. Легирование азотом и упрочнение нержавеющих аустенитных и мартенсито-аустенитных сталей. // Металловедение и термообработка металлов. -2004. - № 20.

92. Медведев М.Г. Структурообразование и формирование функциональных свойств при термомеханическом упрочнении азотсодержащих сталей. Канд. диссерт. - М.: МИСИС, 2010.

93. Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. М.: Металлургия. 1989.

94. Левит В.И., Смирнов М.А. Высокотемпературная термомеханическая обработка аустенитных сталей и сплавов. - Челябинск:

Изд. ЧГТУ, 1995.-276 с.

95. Л.М.Капуткина, В.Г.Прокошкина, А.Г Свяжин и др. Влияние термической и термомеханической обработок на структуру и свойства конструкционных азотсодержащих сталей // Кузнечноштамповочное производство. 2009. №9. С. 12-16.

96. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин и др. Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на механические свойства конструкционных азотсодержащих сталей // МиТОМ. 2010. № 7. С. 43-45.

97. С.А.Гладышев, В.А.Григорян. Броневые стали - М: Интермет Инжиниринг, 2010.

98. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, Д.А.Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев, Н.С. Нагурная. «Влияние термической и термомеханической обработок на структуру и свойства конструкционных азотосодержащих сталей». КШП. Обработка материалов давлением. №9, 2009.

99. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г Свяжин, Д.А. Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на механические свойства конструкционных азотсодержащих сталей». МиТОМ 2010, №7. С. 46-49.

100. Капуткина Л.М., Трусов В.А., Романцев Б.А. и др. Изменение структуры и свойств стали 12Х18Н9 при горячей винтовой прокатке на мини-стане 10-30 // Сталь. 2001. № 10. С. 63-65.

101. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. и др. Структурная и субструктурная наследственность при термомеханической обработке стали. - В кн.: Металловедение стали и титановых сплавов. Пермь: ППИ, 1980, с. 9-11.

102. Л.М. Капуткина, В.Г. Прокошкина, А.Г. Свяжин, Д.А. Романович, Д.В. Кремянский, М.Г. Медведев, Г.Е. Хадеев. «Упрочнение микролегированных азотом среднеуглеродистых конструкционных сталей при ВТМО с деформацией радиально-сдвиговой прокаткой». МиТОМ 2011, №6. С. 18-23.

ШТ

южшнЕияге

> г «).. 11«

УТВЕРЖДАЮ

Н 47 г-. _

п-мит гч»ггг тотз Соастник да науке ющс-пре яиа-ита

• 1 „ ч. 'Е16Г' ■>-9' 23

по техническому развитию ОАО «АВТОВДЧ».

Д.Т.И

.......Л. К. Гмхонвд

¥» __ __20Ш

АКТ

о5 использовании результатов научной работы ГХ, Хддссвл.

эи^яиететжинх в открытой печати

Реичьшы и рекомендации ио использованию конструюшшлых ст$и:сй. ял'«» <.г»яаь«ы\ а»)ом и их упрочнению» опубдликоваимьк в откриггой т*ч<т»

. Л. V* Капу пиша, У.ГПрокошкмиа. А,Г Свяжи»! и К'нинчг и^м-<'.с1>;.>й и Iгр.момел.йыи!кгскоб «.»иработок на структуру и сэойом К1'ИС!-ру купонных й.«11-адери>ашич сталей II Кузнсгнош тачнивочнэе провтегас^й, Ж?1', С 12-К»

2. ДМ. Кш1>1к»1на. В.Г. Проиншсша. АХ Сижжин ¡и др. Влншм.: пысокотемперагуртп: I ерм о м панической обработки щ механические свойства хя не азо^одс-ржагинх статей // МнТОМ "!01<> „4« 7, С 43-45,

бы.» ¿хнс-.ьаов^мы при ос.мцке режимов гермичесшй обработки и ошшаш т качество и чечлннческие свойс лва «рижжмьге мзде.'Шй т »мсо<еи прочных стелгй хит штомобилестроешш,

Осык-ико лебхл лм рс?у шпион является доказанный факт, чю даже ш^кмпегиргжание азотом тсрмомсхаиичсски обработавших сталей позволяет повысил» \ря«с1гь ирэчпосш (•- на 300 МП«), Результата по влкшплл рзии'иал с.чем ВТМО «а сфукауру я свойслм сталей» включая слешу напряженного еосгояимч при горячей деформации в вдад^ ВТМО. и*т-мдыи г.(ьа«мшхч|>чроъщ|«у>п на примере маша горячей раана.чьно-Ч'ЛШ!' \»ц>Г| котики Н4 ¿фукп р\ и ктМгт лптттернш вделий, дш кигорыч яе1«о .л- < мвлг и ¡пЮ'чиь аншигронкю свойст«, можно применить в уг.отчнх шатшк 1Р01осльиы\ ¡авоцов.

Исп^ль-л^ваккс > их р. ¿лов шшошгг сократить размеры и сечение К)«<|л кчы- н( с»слсмге1ьмо ерем*, матерки и энергию «в их щдайг .сш.с а слегювагеаьио к их етонхкхчк а также чаныешь надежность зкти^агшг» »яки*

Ь «<?«>« 01»ублик0«зниые в вггсершой шчдая диссертацишшлк расчмы деятедьжх-ти Г Е Хнлесиг яш^кяси лсомв има-рсскычп я полезными о« «авзао предприятия

№ с V ии да. »и* I )Щ <5 11 Палагин

"т7

■зщт

>* \

ж

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ технологический УНИВЕРСИТЕТ «МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУ .■••.ЛИ и сплавов» ■ ИНСТИТУТ ТЕХНОЛОГИИ МАТЕРИАЛОВ Кафедра ШШ®

■ ■ -• - ' ^ и

• №

, Г щ Ш-

ШЩШшЩЯШШЯЩШШШШШШШШВКШШШЯЯШЯ

мь,- >

■

1"

т

Щ\ ||Т1

■Д.. хЩ,- ШШ 'Л- Щ '-"X/'///, г//г

64-ой сгуденнескай конференцнн кафедры 11ДСС, иос&яшешшй ' - ■ ■. чжой школь:

:

И ПО| Ж

ЯВ|

311

ЩЩ I

НI

•пи

!< >сква, апреля 2009 г.

III

I # I

«К

Яш

■

ы

145

ИВ*

Национальный ИоспвЯ8*»пьекий Технологический Универс

«Московский Институт Стали и Сплавов»

Кафедра Пластической Деформации Специальных Сплавов

обедЛтлю

65-ых дней науки студентов НИТУ МИСиС

кафедры ПДСС

_______Хадееву ГЕ. _

за доклад: «Повышение специальных свойств конструкционных сталей при термомеханической обработке с наноструктурным упрочнещем»

шш

Заведующий кафаёрой ПДСС /<_;' -с € ( С ¿'¿-¿¿-¿г

1ИШ

К

Ш

т

УЯЯ

иН

¡¡?8

«Я1 МШЙ^ШУКЩШШ

•ЫСГ.«аКЛ М£ГА1и-э«с;по а-т

«Мшсдьш учегтое*

Награждается

Национальный мсследовательск

технологический университет

за научно^иссладовательскую работу «Влияние горячей деформации на прух -уру л ¿войсж« шнстру кцмонных сетей, уи^лошгировзннь». азотом»

ДИПЛОМ

лауреата конкурса «Молодые ученые»

(Хадеев Г.Е.)

Сопредседатель оргокштма «Металл- ^яаю«

А.Г. Романов

ЩШШЩШЯНти

ищ

И

......

Ш1ЙМ1

■I

диплом

Хйкев Григорий Шхмшт

■Р

■I

иаг решается за лучший устный доклад сред яг молодых ученых «а ннучко-техническом еешишре

«Бсрмштейиовскне чтении » термомехамшчсский обработке металлических материалов»

■I

Директ»!» И«е"МП'т '

и* м щМшшщжшт X ^^ -»ИТУ «МЙСкГК • .. . - >