Деформационно-индуцированные структурно-фазовые превращения в сплавах на основе железа с дисперсными нитридами

• Автор: Ляшков, Кирилл Андреевич
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2014
• Место защиты: Екатеринбург
• Количество страниц: 124 с. : ил.

Содержание
Введение

Глава 1. Литературный обзор

1.1. Современные технологии азотирования стали

1.2. Механическое сплавление

- Особенности механохимических процессов

- Недостатки мехапохимического метода и пути их преодоления

1.3. Исследование структурно-фазовых превращений при деформационном растворении частиц вторых фаз в сплавах

- Деформационное растворение углеродсодержащих частиц в сплавах железа

- Деформационное растворение кислородсодержащих частиц в сплавах железа

- Деформационное растворение азотсодержащих частиц в сплавах железа

1.4. Механохимическое азотирование в азотсодержащей газовой среде
Постановка задачи исследования
Глава 2. Материалы и методы исследования
- Метод помола в планетарной шаровой мелышце
- Метод сдвига под давлением в наковальнях Бриджмена
- Фрикционное воздействие
- Мессбауэровская спектроскопия
- Рентгеноструктурный анализ
- Просвечивающая электронная микроскопия
Глава 3. Структурно-фазовые превращения, индуцированные интенсивной
холодной пластической деформацией (ИХПД) на азотированной ионноплазменным (ИП) методом поверхности сплавов с ОЦК и ГЦК кристаллическими решетками
3.1. Формирование субмикроразмерных нитридов на поверхности азотированного железа и сплава Ге-Сг ИП методом
- Азотирование а-железа
- ИП азотирование Бе-Сг сплавов с ОЦК кристаллической решеткой
- ИП азотирование аустенита Ге-18Сг-8№
3.2. Механическое приготовление пересыщенных твердых растворов азота
в железе и сплавах Бе-Сг
- Деформационное растворение нитридов у' Бе4И в ОЦК железе
- Деформационное растворение нитрида СгИ в сплавах с ОЦК и ГЦК

кристаллическими решетками
3.3. Формирование наноструктуры при термообработке деформированных СД азотированных фольг железа и сплавов Бе-Сг
3.4. Заключение
Глава 4. Структурно-фазовые превращения в азотированной аустенитной
высокомарганневой стали Fe-22Mn-18Cr-0.8N при сухом трении скольжения и сдвиге под давлением в наковальнях Бриджмена
4.1. Процесс растворения нитридов хрома при сухом трении скольжения и сдвиге
под давлением в наковальнях Бриджмена
4.2. Мессбауэровский анализ кинетики ячеистого распада в стали Бе-22Мп-18Сг-0.8И
4.3. Влияние степени ячеистого распада на кинетику растворения нитридов, формирование пересыщенного твердого раствора, наноструктурирование
и свойства стали
4.4. Заключение
Глава 5. Твердофазный механический синтез в шаровых мельницах азотированных ОЦК сплавов железа. Влияние легирования матрицы сильными нитридообразующими элементами (Сг, А1, V) на структурно-фазовые превращения при ИХПД
5.1. Фазовые переходы при механическом синтезе а-железа с нитридами СгЫ
5.2. Влияние алюминия на процесс твердофазного механического легирования железа азотом в смеси Бе-ЗА1 + СгИ
5.3. Влияние ванадия на процесс твердофазного механического легирования
железа азотом в смеси Бе-6У + СТЫ
5.4. Деформационно-индуцированные переходы «растворение-выделение» нитридных фаз при механическом синтезе в смесях «сплав Бе + СгЫ»
5.5. Заключение
Глава 6. Твердофазный механический синтез азотированного Бе-М аустенита
и неравновесная фазовая диаграмма Бе-№-Сг-1Ч аустенитных сплавов
6.1. Фазовые переходы при механическом синтезе ОЦК сплавов Бе-х№ (х = 0..20 ат. %) с нитридами хрома
6.2. Фазовые переходы при термообоработке МС смеси Бе-х№ + СгК
(х = 0..20 ат. %)
6.3. Стабилизация наноструктурированной матрицы и формирование наноструктуры дисперсно-упрочненного нитридами хрома Бе-№ аустенита

с малым содержанием никеля
6.4. Заключение
Выводы
Список литературы

Фазовый состав МЛ порошков состава Бе - 18% Сг - 7% № - 0,8% Мп - 0,5% - уже после твердофазного легирования при дроблении содержит наряду с ферритом 40% аустенита. Оптимизация режимов спекания систем Ре-М-Сг-Мп-С-Ы была произведена на основе исследований сформировавшейся микроструктуры - аустенитная структура может быть получена спеканием при температуре не ниже 1170 °С, с выдержкой не менее 3 ч. После спекания в диссоциированном аммиаке в течение 1 ч при 1170 °С содержание азота в хромистой стали увеличилось до 2,01%, а в хромоникелевой - до 2,13%. Такой же эффект наблюдался для образцов из механически легированных смесей, не содержащих изначально в составе азота, -при тех же условиях содержание азота в них увеличивается от 0,04 до 0,42%. Однако смеси порошков, не подвергнутых предварительно механоактивации, при спекании не насыщаются азотом.
На первом этапе спекания происходит образование достаточно большого количества гексагональных нитридов хрома, а затем постепенное их растворение (уменьшение интенсивности пика) с переходом азота в твердый раствор (увеличение интенсивности пика у-раствора). Зависимость количества у-фазы от длительности спекания (рис. 15) свидетельствует о том, что в сталях, легированных у-стабилизаторами, растворение азота происходит более активно: в хромоникелевой смеси а—>у-превраіцение полностью протекает уже при 2,5 ч выдержки, а в хромистой -максимальное количество аустенита достигается лишь при 4-часовой выдержке, дальнейшее увеличение длительности спекания (до 5 ч) не изменило соотношения а- и у-фаз.
Таким образом, длительность аустенитизации при спекании для безникелевых сталей в 3-4 раза выше, чем для сталей, содержащих никель и углерод. С увеличением времени спекания структура становится более дисперсной (рис. 16) и гомогенной. У спеченных в течение 1 ч образцов образуется структура аустенита с микротвердостью 246 и 295 Н Vо,оз сталей ПК Х21 А1,1 (система Ре-Сг-Ы) и ПК 50Х18Н7ГА0,8 (система Ре-№-Сг-Мп-С-Ы) соответственно и включениями нитрида хрома и аустенитно-мартенситных комплексов с микротвердостью НУ 450. С увеличением длительности спекания и, соответственно, ростом количества у-фазы, микротвердость образцов снижается до НУ 170.
Определены прочностные свойства механически легированных сталей ПК Х21А1Д (система Ре-Сг-Ы) и ПК 50Х18Н7ГА0,8 (система Ре-Тм-Сг-Мп-С-Ы) (табл. 6).
Время спекания, ч
Рисунок 15. Зависимость количества у-фазы от длительности спекания