Аннотация результатов, полученных в 2022 году
1. Выполнен аналитический обзор (статья принята к опубликованию), в которой основным предметом рассмотрения является влияние термических обработок на структурно-фазовые состояния и связанные с ними механические и коррозионные свойства сталей с 12-14% Сr и ≤ 0,20 - ≥0,40 С. На основе проведенного анализа для экспериментальных сталей, полученных в рамках гранта, были выбраны предварительные режимы деформационной и термической обработки; результаты исследований сопоставлялись с приведенными в обзоре сведениями. 2. Выполнены расчеты растворимости азота и фазового состава сталей с использованием коэффициента композиционной устойчивости Ку принятого равным 0,72 по нашим расчетным для 60 модельных композиций на основе Fe-13%Cr, c 0,3%Si, пятью уровнями содержаниями углерода (0,03%; 0,15%; 0,20; 0,25%; 0,30%) и варьированием: Mn – 0 и 1,5%; V – 0 и 0,2; Nb - 0 и 0,07; Мо – 0 и 0,5%. с Расчетные концентрации азота в твердом металле (композиционно устойчивые содержания азота, [N]ку) модельных композиций составили от 0,113 до 0,138%N. Минимальное значение [N]ку =0,113% отмечено в стали, содержащей наиболее высокую концентрацию углерода из пяти опробованных при расчетах уровней (0,3% С) и не содержащей способствующих растворению азота элементов Mn, Mo, V, Nb. Максимальные расчетные концентрации азота 0,137 и 0,138%N реализуются, соответственно в сталях с 0,03%С, 1,5% Mn, 0,5% Mo c 0,2%V и с 0,2%V + 0,07%Nb. Расчетная оценка фазового состава модельных составов сталей с уровнем концентрации азота, равным [N]ку, с использованием модифицированной фазовой диаграммы Шеффлера-Делонга и фазовой диаграммы Потака Сагалевич показала что все низкоуглеродистые составы с 0,03%С должны иметь мартенситно-ферритную структуру, либо структуру М+Ф/М; - все составы с 0,15% С попадают в область существования мартенсита; - композиции с 0,20%С, в зависимости от соотношения Niэкв /Crэкв либо находятся в мартенситной области недалеко от границы М/М+А, либо находятся на этой границе; все композиции с 0,25 и 0,30%С имеют мартенситно-аустенитную структуру, кроме состава с 0,25%С, не легированного дополнительно Mn, Mo, V, Nb. Были предложены составы семи сталей, представляющих интерес для исследования. Для них были выполнены расчеты [N]ку и фазового состава. 3. Были выплавлены экспериментальные стали и определено фактически полученное содержания азота в металле композиций Fe-13Cr-(0,8-2)Mn- (0-0,5)Mo -(0-0,2)V, Nb. Оно составило от 0,086 до 0,128% азота. 4. Для выплавленных сталей проведены расчеты фазового состава, с использованием фактически полученных содержаний азота и других Л.Э. Согласно расчетам, низкоуглеродистая сталь плавки №1, с 0,026%С, 1,71%Mn и 0,26%V и 0,086%N должна содержать мартенсит и ~24% феррита. Для остальных сталей основной фазой является мартенсит, с возможным наличием небольшого количества остаточного аустенита. 5. Расчеты температуры начала мартенситного превращения по эмпирической формуле Финклера и Ширры показали, что имеется корреляция между Мн и отношением Niэкв/Crэкв с эквивалентами по хрому и никелю, рассчитанными по формулам для модифицированной диаграммы Шеффлера-Делонга. 6. С использованием методов дилатометрического анализа (ДТА) и дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), измерений твердости, исследований структуры, выявлены температурные интервалы фазовых превращений в выплавленных азотосодержащих сталях при их нагреве и охлаждении. В отличие от стали 20Х13 температурный интервал Ac1 -Ac3 изучаемых азотосодержащих сталей на основе Fe-13%Cr очень узкий и составляет 26-38 градусов, тогда как у не содержащей азота стали 20Х13 он составляет 90 градусов. В соответствии с ранее проведенными расчетами на модельных композициях подтверждено, что с возрастанием величины соотношения Niэкв/Crэкв легированных азотом сталей ряда плавок их фактическая температура Мн (определенная для условной скорости охлаждения «закалка в масло») имеет тенденцию линейного снижения, что обусловлено повышением стабильности аустенита с возрастанием Niэкв. Показано (ДСК), что в изученных азотосодержащих мартенситного класса после пика при температурах около 600оС , соответствующего выделению из мартенсита избыточных фаз (при температурах 650-670оС начинается распад мартенсита отпуска с образованием структуры из феррита и частиц этих фаз. Данный процесс завершается при 730-750оС. Изученные микроструктуры соответствуют данным о температурных интервалах фазовых превращений. Таким образом, был достигнут конкретный научный результат: - температурные интервалы фазовых превращений в изученных композициях при нагреве и охлаждении, выявленные методами дилатометрии и дифференциальной сканирующей калориметрии, исследований структуры и твердости быстрозакаленного металла; 7. В работе подтверждено соответствие фактически полученных и расчетных данных по фазовому составу экспериментальных сталей. Показано, что при охлаждении из аустенитной области от температуры 1150оС со скоростью закалки в масло температура Mн экспериментальных азотистых сталей линейно снижается в зависимости от соотношения Niэкв/Crэкв, что обусловлено большей стабильностью аустенита с более высокой концентрацией углерода и азота. Результаты измерений твердости, изучения микроструктуры закаленных от температур 800, 850….1100, 1150оС экспериментальных сталей соответствуют известным литературным данным. Для сталей с мартенситной структурой, с разным суммарным количеством углерода и азота, твердость после каждой температуры закалки ОДИНАКОВА, независимо значения суммы %С+%N. Это связано с тем, что при каждой температуре в кристаллической решетке высокотемпературного аустенита на основе Fe-13Cr растворяется определенное количество углерода и азота, остальная часть этих элементов остается связанной в частицах карбидов, нитридов, карбонитридов. При достижении максимальной степени растворения частиц при дальнейшем нагреве твердость снижается, вследствие роста зерна аустенита. Для мартенситно-ферритной низкоуглеродистой стали с суммой %С+%N = 0,112 температура аустенитизации перед закалкой, обеспечивающая высокую твердость, составляет 950-1000оС. Для сталей с более высокими значениями %С+%N (от 0,272 до 0,328) такой температурой является температура 1050оС. В изученных азотосодержащих сталях, дополнительно легированных V и Nb, либо только Nb, нитриды (карбонитриды) этих элементов эффективно сдерживают рост зерна при нагреве. Скорость охлаждения при закалке (в воде, масле и на воздухе) незначительно влияет на твердость изученных азотосодержащих сталей. Закалка с более высокой скоростью обеспечивает несколько большую степень насыщения кристаллической решетки элементами внедрения, что видно из результатов измерения параметра кристаллической решетки. Стали, в которых часть углерода заменена азотом, с суммарным содержанием углерода и азота 0,272 и 0,328 мас.%, соответственно, имеют после отпуска при 300 и 500оС значения твердости HRC близкие к твердости стали марки 30Х13. Это означает, что за счет легирования азотом можно обеспечить высокую твердость сталей на основе Fe-13%Cr при меньшем содержании углерода. Данное обстоятельство является важным с точки зрения обеспечения коррозионной стойкости данных сталей. Сделаны выводы: 1. Даже небольшие количества азота (около 0,1-0,12%) эффективно влияют на фазовый состав и твердость изученных сталей 2. Показано, что легированные азотом стали на основе Fe-13%Cr с содержанием углерода от 0,03 до 0,23% хорошо деформируются вгорячую в широком интервале температур, поскольку азот снижает температуру начала мартенситного превращения при охлаждении и в процессе пластической деформации мартенсит не образуется. 3. Установлены оптимальные с точки зрения сохранения мелкого зерна и обеспечения заданного фазового состава температуры термических обработок 4. Подтверждено хорошее согласование расчетных и экспериментальных данных в части оценки фазового состава и температуры начала мартенситного превращения.

Аннотация результатов, полученных в 2023 году
В рамках работ второго года получены следующие конкретные научные результаты. 1. Получен уточненный коэффициент композиционной устойчивости азота Ку=0,68 для для изучаемой группы сталей с 13% Cr, отражающий распределение азота между жидкой фазой при выплавке и твердой при кристаллизации (т.е. коэффициент усвоения азота твердым металлом). 2. Сделаны оценки расчетной растворимости азота (композиционно-устойчивого содержание азота) в металле трех выбранных для исследования составов, с использованием уточненного коэффициента Ку=0,68. Выбранные композиции: (1) – мартенситно-ферритная и (2) и (3) мартенситные с V и V+Nb. Был сделан анализ фактического химического состава трех выплавленных слитков. Для них получены значения расчетной растворимости в расплаве от 0,190 до 0,196 % N. С учетом уточненного Ку = 0,68 получена расчетная растворимость азота в твердом металле от [N]ку от 0,141 до 0,147 % N. Эти данные позволили выплавить три беспористых слитка для исследований. 3. Выплавлены слитки 1, 2 и 4, соответствующие химическому составу трех выбранных композиций. Для получения гарантированно беспористого металла был задан уровень содержания азота 0,09-0,12 мас.%, в полученном металле содержание азота составило в среднем 0,1 %. Передана в печать статья 2 с рассмотрением аспектов выбора режимов горячей пластической деформации и сформированных горячей прокаткой структур. 4.Подготовлпен аналитический обзор, рассматривающий сведения о свойствах сталей аналогичного класса (мартенситного) после Q and P обработки, проводимой для получения высокопрочного состояния в сочетании с высоким уровнем пластичности и ударной вязкости вплоть до низких температур. Рассмотрены механизмы действия Q&P обработки, основные разработанные к настоящему времени варианты данной обработки, и зависимость получаемого результата от всех этапов цепочки «состав – технология – структура – свойство». 5. Результаты опробования традиционной термической обработки (закалка + отпуск по различным режимам, двойная закалка и отжиг) и опробования Q&P обработки применительно к варианту стали мартенситного класса с суммарным содержанием углерода и азота 0,25- 0,30%: 5.1. Результаты исследования твердости, микроструктуры и фазового состава, в т.ч. с использованием дилатометрического анализа; результаты определения интервала мартенситного превращения. Получены результаты исследований режимов нагрева под закалку. В том числе: Установлен интервал температур начала и конца мартенситного превращения в сталях плавок 1, 2, 4 при исследовании методом ДТА: Mн - Мк, град. С: пл. 1 – 337 – 299; пл.2 – 227 – 154; пл.4 – 194 – 98. Температурные интервалы АС3 - АС1 для изученных сталей, выявленные при ДСК и при ДТА отличаются, но оба – более узкие, чем для сталей 20Х13 и 30Х13 с 0,2 и 0,3%С. Температурный интервал коагуляции частиц избыточных фаз у изученных сталей более широкий, чем у стали с 0,2%С и 13%Cr (650-700оС) и составляет 650-659 ─ 740-767 градусов. Температуры полного растворения избыточных фаз в аустените составляют 1120-1130оС у изученных мартенситных сталей, имеющих С + N = 0,264-0,322 и 1070оС у мартенситно-ферритной стали с суммой С + N = 0,129. Слитки изученных модельных сталей с 13%Cr, 0,02-0,2%С, 0,10-0,12%N плавок 1, 2 и 4 хорошо деформируются ковкой и горячей прокаткой. Твердость горячедеформированной стали плавки 1 выше, чем после любого из нагревов под закалку. Твердость горячекатаных сталей плавок 2 и 4 соответствует та-ковой после закалки от 900 °С; они имеют менее выраженную текстуру прокатки чем сталь плавки 1. В горячекатаном состоянии их структура состоит из зерен мартенсита и частиц избыточных фаз. Прирост твердости мартенситных сталей Fe-13Cr-С, как функция от температуры нагрева под закалку, определяется степенью растворения при нагреве частиц карбидов для каждой температуры нагрева под закалку и не зависит от общего содержания углерода в стали. Это же относится и к мартенситным сталям Fe-13Cr, где углерод в той или иной степени заменён азотом. Прирост твердости сталей плавок 2 и 4, легированных азотом совместно с ванадием (и ниобием) с повышением температуры нагрева под закалку существенно более интенсивный, чем у сталей 13Cr-C: для сталей 13Cr-C,N твердость HV = 2,6 * tзак - 1875, для сталей 13Cr-C твердость HV =1,34 * tзак - 840. Скорость охлаждения не сказывается на уровне твердости всех трех сталей после закалки от температур аустенитизации 900 и 1150 °С. Твердость феррито-мартенситной стали 1 не зависит от скорости охлаждения (масло, вода), у мартенситных сталей 2 и 4 в интервале температур нагрева под закалку 950 – 1100 °С подтвержден ранее наблюдавшийся на сталях системы 13Cr-С эффект влияния скорости охлаждения при закалке на положение максимума твердости на температурной шкале: более высокую твердость с пиком при 1050 °С обеспечивает закалка с более высокой скоростью (в масло), при снижении скорости охлаждения (воздух) максимум твердости ниже по абсолютной величине, и достигается после более низкой температуры нагрева (1000 °С). Увеличение длительности нагревов под закалку снижает твердость изученных сталей (из-за уменьшения доли упрочняющих частиц, роста зерна исходного аустенита и огрубления мартенситной структуры, стабилизации остаточного аустенита), при этом влияние этого параметра меньше, чем влияние температурного фактора. Выявлены режимы, обеспечивающие прочную, относительно мелкозернистую структуру с высокой твёрдостью (температура, время). Рекомендованы режимы охлаждения: закалка в воду для стали 1, в масло для стали 2 и на воздухе для стали 4.. Микролегирование V и V+Nb эффективно повышает твердость сталей 2 и 4, при этом они имеют достаточно широкий диапазон температур нагрева и длительностей выдержек при нагреве под закалку, обеспечивающих высокую твердость. Получены результаты исследований режимов отпуска. После закалки и отпуска при температурах в интервале 200 – 500 оС стали слабо снижают твердость. В интервале температур от 500оС вплоть до 850оС происходит распад мартенсита на феррит и карбиды. В углеродистой стали 30Х13 (материал сравнения) происходит наиболее интенсивный распад, контролируемый диффузией атомов углерод. У сталей плавок 2 (с V) и 4 (c V + Nb) наклон кривых менее крутой. Наиболее медленно, и с наименьшим разупрочнением происходит распад мартенсита у стали 4, легированной Mo, V, Nb, C, N. То есть изученные сталей 2 и 4 при меньшей концентрации углерода, замещении части углерода азотом (что способствует повышению коррозионной стойкости) и при микролегировании ванадием и ниобием обеспечивают более высокий уровень свойств чем углеродистая сталь. По направлению Q&P-обработки материалы приложены к отчету. Были выбраны режимы обработок. Проведенные эксперименты показали, что могут быть достигнуты очень высокие прочностные показатели, но пластичность после этой обработки не была повышена. Для продолжения этой темы необходимо проведение исследований тонкой структуры, и использование высокотехнологичного современного оборудования для термической обработки. 5.2. Результаты испытаний образцов на растяжение и ударный изгиб. В результате опробования различных режимов отпуска выявлены режимы термообработок, обеспечивающие высокие прочностные характеристики в сочетании с пластичностью от удовлетворительной (относительное удлинение 3-4%) до хорошей (18%). В том числе достигнуты характеристики прочности выше, чем у стали 20Х13 5.3. Получены положительные результаты коррозионных испытаний в 3,5% растворе NaCl в течение 30 суток. Потерь массы не выявлено, хотя образцы находились в состоянии горячего наклепа после прокатки, когда в стали присутствует, значительное число частиц избыточных фаз. Поверхность образцов была только зашлифована, без полировки. Бездефектные поверхности остались блестящими, без ржавчины и питтингов. Последние появлялись около дефектных торцев и в отверстиях для подвешивания образцов.