ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ УПРАВЛЕНИЯ СВОЙСТВАМИ АЗОТСОДЕРЖАЩИХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

В настоящее время применение карбонитридно го упрочнения осуществляется в довольно широких масштабах для повышения свойств низколегированных ферритноперлитных сталей. Однако принцип нитридного упрочнения может с успехом применяться для сортовых машиностроительных сталей с мартенситной и бейнитной структурой.

В докладе приведены результаты систематических исследований влияния состава стали и карбонитридов, режимов горячей деформации, термообработки, холодной деформации на свойства сортового проката конструкционных среднеуглеродистых хромистых (2 % Сг) сталей, легированных переменным содержанием N, V, Ti, Al, Nb.

Введение азота (0,02—0,04 %) в стали осуществлялось как непосредственно продувкой жидкого металла в ковше с пористым днищем, так и традиционным способом — в виде азотированных ферросплавов, полученных азотированием в твердом или в жидком состоянии либо в процессе спекания методом саморас пространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) [1]. Последний способ оказался наиболее эффективным. Высокая плотность материала СВС [2] обеспечивает исключительно высокое усвоение азота, гарантирует стабильное получение заданных концентраций. Возможность одновременного введения в сталь кроме нитридообразователей также щелочноземельных элементов в виде композиционного азотированного сплава способствует образованию их соединений с вредными примесями, легко выводимых из стали в процессе ее рафинирования. Этот процесс увеличивает глобуляризацию включений, устраняет химическую неоднородность, анизотропию, что в целом увеличивает сопротивление хрупкому разрушению, улучшает обрабатываемость резанием.

Образование карбонитридных фаз при отпуске

Механизм выделения нитридной фазы, обусловливающей процессы дисперсионного твердения и значительного упрочнения [4], начинается с образования метастабильного CrN (рис. 2, а), что обусловлено его большей скоростью выделения и большим содержанием в стали. С увеличением продолжительности выдержки (рис. 3) или с повышением температуры образуются термодинамически более устойчивые выделения VN (рис. 2, а). При еще большей продолжительности выдержки при температуре 600 °С сталей, закаленных от высоких температур нагрева (1100 °С), образуются нитриды алюминия (рис. 3, б). Присутствие в твердом растворе более сильных нитридообра зователей (например, Nb или Ti) тормозит выделение VN, при этом CrN не выделяется. В сталях с N, V, Nb и Ti отмечается наличие N cr,v, комплексных (V, Nb)(C, N) нитридов, частицы которых характеризуются высокой степенью дисперсности.

На основании выявленного взаимного влияния нитридообразующих элементов и состава твердого раствора на формирование фаз и структуру сталей определены области оптимальных концентраций азота и нитридообразо вателей, обеспечивающих благоприятный тип и морфологию выделений, а также наилучшее сочетание механических и служебных характеристик. Так, например, для одновременного повышения прочности в пластичности конструкционных среднеуглеродистых сталей с азотом, кроме легирования ванадием (0,10— 0,15 %), необходимого для дисперсионного твердения стали в процессе охлаждения после прокатки, либо термоупрочнения или отпуска, необходимо введение титана (до 0,02 %) или алюминия (0,02—0,03 %) для измельчения зерен аустенита (соответственно мартенситных и бейнитных кристаллов).

Влияние холодной деформации на процессы выделения фаз

Холодная деформация жидкостью высокого давления (гидропрессование) сталей со структурой мартенсита или бейнита в сочетании с последующим отпуском (деформационным старением мартенсита или бейнита) оказывает ус? коряющее влияние на процессы выделения кар бонитридных фаз [5—6], снижая температуру их выделения на 200—250 °С. Установлено, что после деформации сталей типа 30Cr2NV, 40Cr5MoNV на 2—4% и отпуска при 200—300 °С в структуре реечного мартенсита с густой сравнительно однородной сеткой дислокаций (плотность дислокаций увеличивается на порядок) наблюдаются дисперсные частицы Ме7 С3, а также высокодисперсные частицы V (С, N). С повышением температуры отпуска в узлах и на линиях дислокаций формируется большое количество V (С, N). На рис. 4 показано, что количество хрома в стали

Влияние фазового состава карбонитридов на стабилизацию роста зерна и свойства сталей

Различный фазовый состав карбонитридов и их поведение при нагреве являются причиной различной устойчивости аустенитного зерна. На рис. 5 приведена зависимость среднего размера зерен аустенита исследуемых сталей от температуры нагрева. Увеличение объемной доли труднорастворимой фазы в стали 40Cr2VNbTi по сравнению со сталью 40Cr2VNb в результате образования комплексного карбида (Nb, Ti, V)C приводит к повышению Гнр до 1000 °С. Сохранение высокой степени дисперсности частиц карбонитрида (V, Nb)C при повышенных температурах нагрева позволяет получить стабильный размер зерна аустенита в стали 40Cr2NVNb при нагреве 1050 °С.

В сталях, легированных кроме ванадия еще и титаном или ниобием или алюминием, наблюдается не только повышение температуры начала интенсивного роста зерна, йо и дополнительное измельчение зерен за счет выделения в аустените дисперсных комплексных карбонитридов. Измельчение зерна аустенита, определяющее кристаллическую структуру мартенсита или бейнита, за счет комплексного (Nb, Ti, V)C, а также дисперсионное упрочнение отпущенной стали за счет V(C, N) обеспечивает наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик (рис. 6) по сравнению со сталями, легированными только ванадием и без него. В стали типа 28CrMnNi3VTi наблюдается наибольшее сопротивление хрупким разрушениям и порог хладноломкости ниже температуры 80 °С (рис. 7).

Влияние регламентированных режимов горячей деформации на процессы нитридообразования и свойства сталей

Исследованы процессы нитридообразования в сталях с основой: 0,3 % С; 2,2 % Cr; 1 %? Ni, легированных азотом и нитридообразующими элементами, при непрерывном охлаждении. С увеличением скорости охлаждения после прокатки снижается температурная область выделения, что приводит к более дисперсным выделениям и более эффективному упрочнению. При контролируемой скорости охлаждения после температуры конца прокатки 950 °С длинномерного высокоточного проката (до 9 м) в ферритных пластинках нижнего бейнита выделяются богатые азотом частицы V(C, N), ответственные за дисперсионное упрочнение. Добавки в эти стали титана (0,02 %) или алюминия (0,02%) обеспечивают устойчивость зеренных границ и дисперсность перлитной составляющей структуры (см. рис. 7 и рис. 8, сталь 28CrMnNi3VTi). Эффективно

Ряс. 8. Зависимость величины аустенитного зерна стали 30Cr3NiMoN, легированной ванадием и ниобием (а) и только ванадием (б) от температуры совместное легирование азотсодержащих хромистых сталей следующими элементами, %: 0,020,04 V; 0,100,15 и 0,020,04 Nb; 0, 01—0,02 Ti, что способствует получению мелкого зерна аустенита в процессе горячей деформации. Размер зерна аустенита определяется как технологическими параметрами процесса, так и уровнем легирования в этих сталях. Мелкое зерно аустенита (811 мкм) определяется закреплением зеренных границ в процессе нагрева перед горячей деформацией частицами (Ti, V)N и торможением процессов рекристаллизации частицами Nb(C, N). Величина зерна аустенита у стали с ванадием и ниобием практически не изменяется при температурах 950—1100 °С (рис. 8, а), в то время как у стали, легированной только ванадием, зерно начинает расти раньше. Сталь имеет полностью нерекристаллизованную структуру, а при охлаждении на воздухе с температуры конца прокатки или ковки, составляющей 950 °С, превращается в мелкокристаллический мартенсит или бейнит. При отпуске происходят процессы дисперсионного упрочнения в виде выделений V(C, N) и комплексного тонкодисперсного карбонитрида (V0.9N0>1)C. Сочетание мелкокристаллической структуры и дисперсионного упрочнения обуславливает высокий комплекс свойств стали, охлажденной после ковки (прокатки) на воздухе (таблица).

Высокая конструктивная прочность сталей, обусловленная одновременным повышением прочностных свойств и сопротивления хрупким разрушениям, достигается за счет значительного измельчения зеренной структуры, рафинированием границ, глобуляризацией и диспергированием неметаллических включений, созданием совершенной субструктуры и процессами дисперсионного твердения с выделением ультрадисперсной нитридной фазы.

Оптимальные концентрации азота и нитри дообразователей, обеспечивающие благоприятный тип и морфологию дисперсных выделений при нагреве, деформации и охлаждении металлопроката, позволяют разрабатывать новые марки сталей с высокой конструктивной прочностью. Технология их производства внедрена в металлургической промышленности, стали используются в машиностроительной, горно, нефтедобывающей и строительной промышленности.

Микролегирование азотом и нитридообразующими элементами совместно или раздельно с деформационнотермическим упрочнением является одним из эффективных направлений в области повышения качества и служебных свойств конструкционных сталей.

СБОРНИК НАУЧНЫХ ТРУДОВ Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке. Т о м 5, Москва 1994