Формирование структуры и повышение конструкционной прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей

• Автор: Ларинин, Данил Михайлович
• Шифр специальности: 05.16.01
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2009
• Место защиты: Пермь
• Количество страниц: 143 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ стр.

Введение
1 Формирование структуры при мартснситном превращении, конструкционная прочность и упрочнение поверхности сталей

1.1 Формирование структуры и свойства

низкоуглеродистых мартенситных сталей

1.2 Упрочнение поверхности сталей при диффузионном насыщении азотом и углеродом

1.3 Постановка задачи

2 Материалы и методики исследований

2.1 Методики приготовления опытных образцов и

проведения экспериментов

2.2 Изучение микроструктуры

2.3 Электронномикроскопические исследования
2.4 Дилатометрические исследования
2.5 Магнитометрические исследования
2.6 Дифференциальная сканирующая калориметрия
2.7 Методика рентгеноструктурного анализа
2.8 Методика испытаний на одноосное растяжение
2.9 Методика определения ударной вязкости и
трещиностойкости
2. Методика дюрометрических исследований
2. Методика послойного химического анализа
2. Методика определения эффективного коэффициента диффузии и энергии активации
3 Структура и свойства термоупрочненной низкоуглеродистой мартенситной стали
3.1 Состав, фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях
3.2 Конструкционная прочность низкоуглеродистой мартенситной стали Х2Г2НМФБ после закалки и отпуска
4 Карбонитрирование ннзкоуглеродистой мартенситной стали Х2Г2НМФБ в расплавах солей
4.1 Низкотемпературное насыщение стали со структурой низкоуглеродистого мартенсита азотом и углеродом
4.2.Высокотемпературное карбонитрирование низкоуглеродистой мартенситной стали Х2ГЬМФБ в экологически безопасных расплавах солей
5 Практическая реализация исследований и проведение натурных испытаний деталей винтовых забойных двигателей из низкоуглеродистой мартенситной стати
5.1 Разработка технического задания на состав и технологию термической обработки заготовок валов винтовых забойных двигателей из стали Х2Г2НМФБ
5.2 Результаты натурных испытаний валов винтовых забойных двигателей из стали Х2Г2НМФБ
5.3 Результаты натурных испытаний ответственных конструкционных деталей винтовых забойных двигателей относительно небольших габаритов из НМСХ2Г2НМФБ
Заключение
Список использованных источников


Иванову A. C., д. Спиваку Л. В. и сотрудникам кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» Пермского государственного технического университета за помощь и поддержку, оказанные при выполнении работы. Исследованию фазовых и структурных превращений в сталях посвящено множество работ известных ученых. Неоценимый вклад в развитие данной области науки внесли Г. В. Курдюмов, Л. М. Утевский, Р. И. Энтин, В. Д. Садовский, В. М. Счастливцев, В. В. Сагарадзе, Л. М. Клейнер, Ю. Э.В Козлов, М. Л. Бернштейн, М. А. Штремель, Л. М. Капуткина и др. Образование аустенита при нагреве является одним из ключевых вопросов металловедения, так как его состав и структура при последующем охлаждении определяют комплекс (эксплуатационные) свойств стали. Основным превращением в железе и сталях, протекающим при образовании аустенита, является а—переход. Особенности этого превращения зависят от ряда факторов: химического состава стали и исходной структуры, температуры и скорости нагрева. Структура образующегося аустенита, как и структура продуктов его распада, зависят от механизма полиморфного превращения. Независимо от механизма полиморфное превращение происходит путем образования зародышей новой фазы критического размера, величина которого зависит от удельной энергии поверхности раздела, изменения свободной энергии и энергии упругой деформации [1]. Стабильный зародыш новой фазы может образоваться в результате возникновения благоприятных флуктуаций энергии и концентраций элементов в областях кристалла, не содержащих дефектов. Таким образом, зарождение в реальных кристаллах обычно носит гетерогенный характер. Классическая теория фазовых превращений рассматривает образование аустенита из феррито-цементитной основы, традиционной для материаловедения стали, как флуктуационное неупорядоченное диффузионное превращение [4-7]. В широком интервале скоростей нагрева (8 °С/мин - °С/с) аустенит зарождается на границах зерен феррита и растет в одно или оба соседних зерна, образуя новые равноосные, обогащенные углеродом за счет растворения частиц цементита, зерна [8, 9]. Однако при нагреве полиэдрического феррита иод давлением происходит образование мартенситоподобной линзовидной структуры аустенита [, ]. Также, по данным работы [] а—>у-превращение в нитевидных кристаллах железа может протекать кооперативно по сдвиговому механизму. Таким образом, вероятнее всего при а—*у- превращении кристаллы новой фазы на начальной стадии их образования и роста находятся в ориентационном соответствии с матрицей и возникают мартенситным сдвигом. По мере развития процесса превращения за счет протекания релаксационных процессов диффузионного типа возникают и другие формы роста кристаллов у-фазы, например массивного или нормального [2]. Процесс рекристаллизации, устраняющий ориентационное соответствие новой и старой фаз - результата сдвигового превращения, происходит после окончания а—>у превращения []. При снижении скорости нагрева феррито-карбидной структуры до уровня менее 1 °С/мин зародыши аустенита формируются в основном внутри зерен феррита, а их рост приводит к образованию кристаллов в виде стержней с правильной огранкой. При сверхбыстром (свыше °С/с) нагреве феррито-карбидной структуры условия не позволяют развиваться диффузионным процессам [, ] и образующийся аустенит обеднен углеродом, так как частицы цементита не успевают раствориться [, ]. Авторы работ [-] делают вывод, что при сверхскоростном нагреве зарождение аустенита в сталях с перлитной структурой происходит по бездиффузионному сдвиговому механизму с соблюдением ориентационных соотношений, близких к ориентационным соотношениям Курдюмова-Закса, между исходным ферритом и вновь образовавшимся аустенитом. Авторами работ [-] в результате прямых наблюдений изменения структуры стали при нагреве со средней скоростью 0,2-1 °С/с в колонне электронного микроскопа установлено, что образование аустенита происходит преимущественно сдвиговым путем. Превращение развивается в меньшей степени диффузионным путем [9, ].