СПОСОБ ОБРАБОТКИ УГЛЕРОДСОДЕРЖАЩЕГО ИНВАРНОГО СПЛАВА
METHOD OF PROCESSING CARBON-CONTAINING INVAR ALLOY

Изобретение относится к металлургии, а именно к термической обработке металлов и сплавов, и может быть использовано для получения высокопрочных углеродосодержащих инварных сплавов.
В
-6
-1
Как известно, для углеродсодержащих инварных сплавов могут быть реализованы высокие прочностные свойства (σ>1200 МПа) в сочетании с низким ТКЛР (α≤(5÷7)10K).
В
- σ до 1300 МПа (Родионов Ю.Л., Щербединский Г.В., Максимова О.П., Юдин Г.В. Сталь, 2000, №5, с. 76-80);
В
- σ более 1200 МПа (Патент RU 2023739 МПК С22С 38/12, опубликован 30.11.1994);
В
- σ до 1700 МПа (Заявка KR 2002.0008240Б МПК С22С 38/08, опубликована 30.01.2002 г.);
В
- σ более 1300 МПа (Заявка CN 1743490, МПК С22С 38/08, С31В 8/00, С21В 9/56, опубликована 08.03.2008 г.).
Уровень прочностных свойств углеродсодержащих инварных сплавов превышает прочность безуглеродистых инварных сплавов, упрочняемых за счет дисперсионного твердения (патент RU 2086667С, 10.08.1997), сплав Н36К10Т3; предел прочности до 1000 МПа; сплав 35НКТ предел прочности до 1150 МПа (Прецизионные сплавы. Справ, изд. под редакцией д.т.н., проф Б.В. Молотилова, М., Металлургия, 1983, с. 216).
-6
-1
Известен способ получения высокопрочного углеродсодержащего инварного сплава, включающий выплавку в индукционной печи, ковку при температурах 1000÷1100°С, закалку в воде от 1000°С и упрочняющую термическую обработку при температурах 500÷800°С. Сплав содержит, в вес.%: 25÷48 Ni; 2,0÷20 Со; 0,1÷0,4 С; 0,5÷4,0 Ti; 0,02÷5,0 Mo; 0,01÷3,0 V. Сплав обладает низким значением ТКЛР (α<3·10К) в интервале температур от 77 до 600 К (-196÷+327°С) и повышенным уровнем прочностных свойств - предел прочности до 1100 МПа.
Однако уровень прочности полученного сплава является недостаточно высоким (патент RU 2154692, МПК С22С 30/00, С22С 38/14, С22С 19/03. опубликован 20.08.2000 г.).
-6
-1
Известен способ получения высокопрочного инварного сплава, включающий выплавку в индукционной печи, ковку слитка, нагрев 1000°С, выдержку в течение 1 часа и холодную экструзию со степенью деформации 95%. Сплав содержит, вес.%: 28,5÷30 Ni, 9÷14 Со, 0,1-0,9 С, 2,0 или меньше Мо, 2,0 или меньше Ti, 2,0 или меньше Nb, 2,0 или меньше V и/или 2,0 или меньше W и остальное Fe. ТКЛР≤5,0·10К, предел прочности до 1700 МПа (Заявка KR 20020008240, МПК С22С 38/08, опубликована 30.01.2002).
Недостатком известного способа является применение трудоемкой и дорогостоящей технологии холодной экструзии. Метод холодной экструзии применим для получения проволоки, прутка с различной формы сечением и непригоден для получения плоского сортамента.
В
-6
-1
Известен способ получения проволоки из инварного сплава, включающий получение слитка, горячую деформацию с получением прутка диаметром 10÷15 мм, двойную холодную деформацию, сначала со степенью 20÷70%, затем со степенью 55-95% и последующий нагрев до 450÷750°С. Свойства полученной проволоки: предел прочности σ≥1300 МПа, ТКЛР≤4,5·10К (патент CN1743490, МПК С22С 38/08, С21В 8/00, С21В 9/56, опубликован 08.03.2006).
Известный способ применим только для ограниченного сортамента изделий (прутки), а также данный способ не обеспечивает повышенный уровень механической прочности.
Известен способ двухступенчатого отжига литейных углеродсодержащих инварных и суперинварных сплавов, в котором отжиг проводят при температуре 960°С в течение 4-х часов, затем при температуре 680°С в течение 2-х часов.
В
-6
-1
К недостаткам свойств полученного материала следует отнести низкую прочность (σ 500÷600 МПа), повышенный (для суперинварных сплавов) ТКЛР≥2,0·10К (Грачев СВ., Филиппов М.А. и др. «Тепловые свойства и структура литейных углеродсодержащих инварных и суперинварных сплавов после двухступенчатого отжига». МиТОМ, 2013, №3, стр. 10-13).
-6
-1
Известен способ обработки углеродсодержащего инварного сплава, включающий закалку при 950°С, холодную деформацию (ψ≥50%) и нагрев при 500°С. Сплав содержит в вес.%: 39÷50 Ni; до 0,5 С; 1,0÷5,0 суммарное содержание Si, Mn, Cr. Этот сплав обладает пределом прочности до 1000-1300 МПа и ТКЛР ~10·10 К (заявка Японии JPS5597453 (А), МПК С22С 38/08, опубликована 24.07.1980 г. - прототип).
Недостатками являются невысокая прочность и большое значение ТКЛР.
-6
-1
В
Задача, на решение которой направлено изобретение, заключается в создании способа термической и деформационной обработки, обеспечивающего получение углеродсодержащих инварных сплавов с широким диапазоном ТКЛР от 0,5 до 7·10К и с высоким уровнем прочности (σ до 1600-2000 МПа).
Технический результат достигается тем, что в способе обработки углеродсодержащего инварного сплава, включающем закалку и деформационно-термическую упрочняющую обработку, нагрев под закалку ведут до 1200÷1350°С, после закалки проводят холодную деформацию со степенью 20÷70%, а термическую обработку осуществляют как минимум в две стадии путем нагрева до 700÷800°С с выдержкой 0,5÷10 часов на одной стадии, с выдержкой при температуре 450÷650°С 1,0÷10 часов на другой стадии и последующего охлаждения на воздухе.
В одном варианте термообработки после нагрева до 700÷800°С и выдержки 0,5÷10 часов могут осуществлять охлаждение на воздухе и последующий нагрев до 450÷650°С.
В другом варианте термообработки после нагрева до 700÷800°С и выдержки 0,5÷10 часов могут осуществлять охлаждение до температуры 450÷650°С.
в
-6
-1
По сравнению с прототипом предложенный способ обеспечивает получение инварного сплава с более высокой прочностью: σ до 1600-2000 МПа (прототип 980÷1300 МПа), с расширенным диапазоном значений ТЛКР от 0,5 до 7,0·10К.
Существенность новых признаков для получения заявленного технического результата заключается в следующем.
23
6
2
Нагрев под закалку при температурах 1200÷1350°С необходим для перевода углерода и легирующих элементов в твердый раствор. Нагрев ниже 1200°С не обеспечивает растворение карбидов (МеС, МеС, МеС) и перевод углерода в твердый раствор. Часть углерода остается в виде карбидов, что не обеспечивает полной реализации процесса старения при последующей двухстадийной термической обработке, что в свою очередь не позволяет достичь высокого уровня прочностных свойств.
При температурах нагрева выше 1350°С происходит выгорание углерода, а также значительное увеличение размеров зерна аустенита. Увеличение размеров зерна будет приводить при последующем старении к выделению упрочняющих (карбидных и интерметаллидных) фаз преимущественно по границам зерен, что вызовет существенное охрупчивание материала и понижение прочности.
Холодная пластическая деформация со степенями 20÷70% необходима для повышения плотности дислокаций и соответственно увеличения числа центров зарождения упрочняющих (карбидных и интерметаллидных) фаз при старении, а также для реализации эффекта твердорастворного упрочнения. Холодная пластическая деформация также способствует понижению величины ТКЛР.
Если степень деформации ниже 20%, то эффект деформационного твердорастворного упрочнения незначителен. Эффект деформационного старения, приводящего к упрочнению, проявляется в малой степени. При малых степенях деформации эффект понижения ТКЛР незначителен.
Если степень деформации выше 70%, происходит существенное охрупчивание и уменьшение прочности сплава. Охрупчивание происходит как при деформационном твердорастворном упрочнении, так и вследствие деформационного старения. Это обусловлено тем, что при больших степенях деформации наряду с повышением плотности дислокаций формируются дислокационные сетки. Такая дислокационная структура затрудняет скольжение дислокаций. В местах пересечения дислокаций, при последующем старении, формируются выделения упрочняющих фаз больших размеров, что приводит к повышению хрупкости и уменьшению прочности.
23
6
2
3
3
3
3
3
3
Проведение термической обработки (старения) как минимум в две стадии необходимо для повышения уровня прочностных свойств, а также для понижения ТКЛР. При высокотемпературном нагреве (700÷800°С) упрочнение осуществляется, главным образом, вследствие выделения карбидных фаз, типа МеС, МеС, МеС, а при низкотемпературном - интерметаллидных, таких как NiTi, NiMo, NiMo, NiV и другие. В результате выделения карбидных фаз ТКЛР понижается. Понижение ТКЛР обусловлено выделением из твердого раствора карбидообразующих элементов (Ti, V, Mo и других). Известно, что наличие в твердом растворе карбидообразующих элементов повышает уровень значений ТКЛР. В то же время в результате выделения никельсодержащих интерметаллидных фаз (типа NiTi, NiMo, NiMo, NiV и других) ТКЛР увеличивается. Увеличение ТКЛР связано с уменьшением содержания никеля в твердом растворе.
При температурах старения выше 800°С эффекты упрочнения вследствие выделения карбидных фаз незначительные. Это обусловлено слабой степенью пересыщения твердого раствора. Наряду с этим при температурах выше 800°С уменьшается плотность дислокаций вследствие протекания релаксационных процессов, что приводит к уменьшению числа центров выделения упрочняющих фаз. Кроме того, при высоких температурах формирующиеся карбидные фазы имеют большие размеры, что приводит к охрупчиванию материала.
При температурах старения ниже 700°С стимулы к выделению карбидных фаз уменьшаются и соответственно уменьшается эффект упрочнения вследствие деформационного старения. Уменьшение стимулов выделения карбидных фаз связано с тем, что при этих температурах карбидообразующие элементы (Ti, V, Zr, W, Nb и другие) образуют интерметаллидные соединения главным образом с никелем. Это будет приводить к уменьшению количества выделяющихся карбидных фаз и соответственно к уменьшению упрочнения. В результате образования никельсодержащих интерметаллидных фаз происходит уменьшение содержания никеля в твердом растворе, что будет приводить к повышению ТКЛР.
При временах выдержки в интервале температур 700÷800°С менее чем 0,5 часа количество выделившихся карбидных фаз незначительное. Соответственно эффект карбидного упрочнения невелик.
При временах выдержки в интервале температур 700÷800°С более 10 часов происходит коагуляция и увеличение размеров выделившихся карбидных фаз. Это приводит к разупрочнению и существенному охрупчиванию сплавов.
3
3
3
Как сказано выше, при низкотемпературном нагреве (450÷650°С) упрочнение осуществляется главным образом вследствие выделения никельсодержащих интерметаллидных фаз типа NiTi, NiMo, NiMo, NiV и других.
При температурах нагрева выше 650°С стимул для выделения интерметаллидных фаз невысокий, так как эти температуры близки к температурам распада упрочняющих интерметаллидных фаз. В связи с этим эффекты упрочнения, обусловленные выделением интерметаллидных фаз, незначительные.
При температурах нагрева ниже 450°С диффузионные процессы, обусловливающие выделение интерметаллидных фаз, затруднены. Для формирования упрочняющих интерметаллидных фаз требуются слишком большие времена выдержки, более 30 часов, что в производственных условиях нетехнологично.
При временах выдержки в интервале температур 450÷650°С менее 1,0 часа количество выделившихся интерметаллидных фаз незначительное. Соответственно, эффект интерметаллидного упрочнения невелик.
При временах выдержки в интервале температур 450÷650°С более 10 часов происходит коагуляция и увеличение размеров выделившихся интерметаллидных фаз. Это приводит к разупрочнению. При временах выдержки при температурах 450÷650°С более 10 часов происходит увеличение количества никельсодержащих интерметаллидных фаз, что приводит к уменьшению содержания никеля в твердом растворе и в свою очередь к повышению ТКЛР.
Примеры реализации изобретения
В индукционной печи проводили выплавку инварного сплава двух составов.
Сплав №1 состава, вес.%: Ni - 32,0%; Со - 5,0%; С - 0,95; V - 2,3%; Мо - 2,0%, Ti - 1,5%; железо - остальное.
Сплав №2 состава, вес.%: Ni - 30,0%; Со - 8,0%; С - 1,2; V - 2,8%; Мо - 2,6%, Ti - 1,2%; железо - остальное.
Ковку сплава состава 1 на пруток и сплава состава 2 на сутунку и последующую горячую прокатку сутунки осуществляли при температурах 1000÷1160°С. Прутки и горячекатаные полосы имели размеры, позволяющие в дальнейшем проводить холодную пластическую деформацию с различной степенью обжатия.
Далее проводили закалку в воде, пластическую деформацию и термическую обработку - старение.
Термическую обработку образцов из сплава 1 проводили в две стадии, при этом после нагрева до 700÷800°С и выдержки 0,5÷10 часов осуществляли охлаждение на воздухе и последующий нагрев до 450÷650°С.
Термическую обработку образцов из сплава 2 проводили в две стадии, при этом после нагрева до 700÷800°С и выдержки 0,5÷10 часов осуществляли охлаждение до температуры 450÷650°С.
Предел прочности определяли на образцах, отобранных от холоднокатаной полосы и от холоднодеформированных прутков по ГОСТ 11701 и ГОСТ 1497 соответственно. Образцы вырезались вдоль направления прокатки.
Значения ТКЛР определяли с использованием кварцевого дилатометра фирмы LINSEIS модель L75 на образцах, вырезанных вдоль направления деформации. Режимы закалки, деформационной и термической обработки (старения) и результаты измерений приведены в таблицах: в таблице 1 (сплав 1) и в таблице 2 (сплав 2).
-6
-1
Как следует из таблиц 1 и 2, заявленный способ обработки сплава обеспечивает заданный уровень свойств, а именно предел прочности от 1600 до 2000 МПа, ТКЛР в диапазоне значений от 0,5 до 7,0·10К. В то же время отклонение от заявленных температур закалки или степени холодной деформации или выход за пределы по температуре или времени выдержки на первой (ниже 700°С или выше 800°С, менее 0,5 или более 10 часов) или второй стадии (ниже 450°С или выше 650°С, менее 1 часа или более 10 часов) старения не обеспечивают заявленный уровень свойств. В частности, при степени деформации ниже 20% повышается ТКЛР и понижается предел прочности (вариант 8 т. 1, 11 т. 2), при деформации выше 70% не обеспечивается уровень прочности (вариант 9 т. 1, 15 т. 2). Понижение температуры закалки до 1180-1190°С или повышение до 1360°С не обеспечивают необходимой прочности (варианты 7, 10 т. 1; 10 и 13 т. 2). При понижении температуры старения до 690÷680°С повышается ТКЛР и не обеспечивается необходимый уровень прочности (вариант 11 т. 1; 9 т. 2). При температуре старения выше 800°С обеспечивается низкий ТКЛР при невысокой прочности (вариант 12 т. 1 и 17 т. 2). Увеличение или уменьшение времени выдержки (более 10 или менее 0,5 часов) в интервале температур 700÷800°С снижает уровень прочности, при этом увеличение времени выдержки способствует также повышению значений ТКЛР (варианты 13, 15 т. 1 и 12, 18 т. 2). Выход по температуре за границы интервала 450÷650°С понижает уровень прочности (варианты 14, 16 т. 1 и 8, 14 т. 2). При уменьшении или увеличении времени выдержки в интервале температур 450÷650°С не обеспечивается необходимый уровень прочности (варианты 17, 18 т. 1 и 16, 19 т. 2), выдержка более 10 часов также увеличивает ТКЛР.
-6
-1
Таким образом, использование заявляемого способа позволяет получить углеродосодержащий инварный сплав с повышенным до 1600÷2000 МПа пределом прочности и расширенном диапазоне ТКЛР (от 0,5 до 7·10К).