ЖАРОПРОЧНАЯ СТАЛЬ
HEAT RESISTANT STEEL

Изобретение относится к металлургии, в частности к разработке литейной жаропрочной стали, используемой, например, для изготовления деталей термических агрегатов.
Широко известны жаропрочные стали, служащие для изготовления деталей термических агрегатов [1, 2, 3, 4, 5, 6], содержащие углерод, кремний, марганец, хром, никель, вольфрам и другие элементы. Эти стали обладают высокой жаростойкостью, но недостаточной жаропрочностью при 800-900°С.
Наиболее близкой к предлагаемой стали по технической сущности к достигаемому результату является сталь [1] следующего химического состава, мас.%:
Углерод
до 0,08
Хром
15-18
Вольфрам
4,5-5,5
Титан
2,6-3,2
Никель
32-35
Кремний
0,2-0,5
Марганец
0,3-0,6
Бор
до 0,05
Алюминий
1,7-2,1
Церий
≤0,01
Сера
≤0,01
Фосфор
≤0,01
Железо
остальное
23
6
23
6
Основным недостатком жаропрочной литейной стали типа 08Х17Н34В5Т3Ю2РЛ, применяемой для изделий, работающих под нагрузкой при температуре 800-900°С, является слабое сопротивление межкристаллитной коррозии и ползучести ввиду диффузии хрома из пограничных районов зерна в границу зерна с образованием карбида хрома (Cr, Fe)С, дисперсные частицы которого располагаются по границам зерен. Данная фаза является упрочняющей и препятствует движению дислокации, однако в интервале температур 620-670°С сложный карбид хрома (Cr, Fe)C коагулирует с образованием крупных частиц, которые уже слабо препятствуют высокотемпературной ползучести и кроме этого уже сами становятся концентраторами напряжения с последующим превращением их в микротрещины и дальнейшим разрушением изделия. Раскисление алюминием и ввод титана сопровождается падением ударной вязкости из-за неблагоприятного распределения неметаллических включений в виде плен и остроугольных нитей и увеличением усадочной пористости. Ввод бора приводит к образованию хрупкой фазы по границам зерен.
Поэтому необходимо было провести дополнительное легирование с целью предотвращения диффузии хрома из приграничной области зерна аустенита в границы зерен, тем самым, снижается вероятность межкристаллитной коррозии. Для этого ввели новые легирующие элементы Nb, РЗМ и Ca, которые, образуя тугоплавкие карбиды, препятствуют высокотемпературной ползучести при температурах 800-900°С. При высокотемпературной эксплуатации атомы вольфрама частично диффундируют из раствора внедрения в границу зерна с образованием фазы Лавеса, что также является упрочняющей фазой, противостоящей высокотемпературной коррозии.
Содержание W и Nb ограничивается соответственно 2,5-3,2 W и 0,7-1,0 Nb, т.к. при превышении этих норм возрастает опасность образования феррита и снижения пластичности материала, ввиду образования значительного количества карбидной фазы.
Длительная прочность жаропрочных изделий - звенья цепи при 800°С термических агрегатов из стали 08Х17Н34В5Т3Ю2РЛ составляет 2 месяца и их заменяют на новые ввиду их большого износа и образования трещин.
Другим недостатком этой стали было низкое содержание углерода, что приводило к малой жидкотекучести и плохой заполняемости тонких стенок звеньев цепей и, как следствие, к появлению дефектов: спай, недолив, неслитина, усадочная пористость, что также уменьшало ресурс работы звеньев цепей.
Технической задачей данного изобретения является увеличение долговечности звеньев цепей и др. изделий для термических агрегатов.
Технический результат достигается тем, что сталь, содержащая углерод, хром, никель, кремний, марганец, вольфрам, дополнительно содержит ниобий, РЗМ, кальций и цирконий, при следующем соотношении компонентов, мас.%:
Углерод
0,15-0,28
Хром
16,0-20,0
Никель
28,0-32,0
Кремний
1,8-2,2
Марганец
0,4-0,9
Вольфрам
2,5-3,2
Ниобий
0,7-1,0
РЗМ
0,005-0,2
Кальций
0,005-0,2
Цирконий
0,04-0,06
Сера
≤0,02
Фосфор
≤0,03
Железо
остальное
при условии выполнения соотношения 0,01<∑(Ca+РЗМ+Zr)<0,46.
Так как W 2,5-3,2% и Nb 0,7-1,0% обладают большей активностью по отношению к углероду, чем хром, то они оттягивают на себя значительное количество углерода и предотвращают диффузию хрома из приграничной области зерна аустенита в границу зерна, тем самым, снижают вероятность межкристаллитной коррозии. Кроме этого образуют тугоплавкие карбиды (коагуляция этих карбидов происходит при температурах 800-900°С), эта карбидная фаза препятствует высокотемпературной ползучести при более высоких температурах 800-900°С.
Ниобий в количестве более 0,7% тормозит диффузионный обмен при высоких температурах (800°С), затрудняя коагуляцию дисперсных фаз и вызывая, тем самым, повышение предела текучести.
Превышение содержания ниобия выше 1,0% приводит к неоднородному распределению соединений ниобия при повышенных температурах, что может приводить к появлению разностенности и развитию микротрещин в междендритном пространстве.
Высокие концентрации хрома (16-20%) и никеля (28-32%) обеспечивают наилучшие сочетания длительной прочности и стойкости против окисления.
Повышенное содержание углерода (0,15-0,28% против до 0,08%) улучшает жидкотекучесть, достаточную для получения бездефектных без спаев и микропор тонких стенок (3-4 мм) жаропрочных изделий.
Увеличивать содержание углерода более 0,28% нельзя, т.к. уменьшается жаропрочность сплава.
Кремний в приведенных пределах повышает стойкость против окисления, увеличивая стабильность окисной пленки.
Верхний предел по кремнию ограничен (2,2%) из-за опасности ферритообразования и ускорения образования дельта-фазы, которая снижает ударную вязкость и пластичность при высоких температурах.
Верхний предел по марганцу ограничен из-за роста зерна при высокой температуре (800°С), сопровождаемый повышением концентрации вредных примесей, приводящим к снижению механических свойств. Кроме того, повышение содержания марганца может инициировать образование δ-фазы, которая снижает предел текучести стали и приводит к возникновению микротрещин.
Наименьшее пленообразование достигнуто при содержании (Са=0,005-0,2%) и РЗМ=0,005-0,2%. При такой обработке устраняются дефекты отливок по пленам, спаю и горячим трещинам. Кроме того, эти добавки устраняют локальные скопления оксидных включений, способствуя их глобуляризации, что приводит к повышению пластичности, ударной вязкости при высоких температурах.
Цирконий, обладая большим сродством к кислороду, сере и азоту, образует с ними интерметаллиды глобулярной формы кроме очистки границ зерен, замедляет рост зерна при нагреве, увеличивая прочность сцепления эвтектических фаз, препятствуя межкристаллитному разрушению при содержании 0,04-0,06%.
На ОАО «ГАЗ» в условиях литейного цеха были проведены сравнительные плавки стали с известным и предложенным химическим составом, с заливкой звеньев цепи термического агрегата. Сталь выплавляли в индукционной печи ИСТ-016 с кислой футеровкой. В качестве шихты использовали: сталь 10, отходы жаропрочной стали, FeCr, FeW, FeNb, FeSi, FeMn. Раскисляли SiCa и ФС 30РЗМ30 с добавлением FeZr.
Химический состав приведен в таблице №1.
Уровень брака и время до разрушения в термическом агрегате деталей из известного и предлагаемого сплавов представлены в таблице №2.
таблица №1
Сплав
Химический состав
Наличие термообработки
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
С
Si
Mn
Cr
Ni
W
Ti
В
Al
Nb
∑РЗМ
Ca
Zr
Предлагаемый 1
0,1
1,7
0,3
15,0
27,0
2,3
-
-
-
0,6
0,002
0,002
0,03
без т/о
2
0,15
1,8
0,4
16,0
28,0
2,5
-
-
-
0,7
0,005
0,005
0,04
без т/о
3
0,2
2,0
0,6
18,0
30,0
3,0
-
-
-
0,8
0,08
0,08
0,05
без т/о
4
0,28
2,2
0,9
20,0
32,0
3,2
-
-
-
1,0
0,2
0,2
0,06
без т/о
5
0,30
2,3
1,0
21,0
33,0
3,3
-
-
-
1,2
0,08
0,04
0,07
без т/о
6
0,24
2,0
0,6
18,0
30,0
3,0
-
-
-
0,8
-
0,04
0,05
без т/о
7
0,24
2,0
0,6
18,0
30,0
3,0
-
-
-
0,8
0,08
-
0,05
без т/о
8
0,24
2,0
0,6
18,0
30,0
3,0
-
-
-
0,8
0,08
0,04
-
без т/о
9
0,24
2,0
0,6
18,0
30,0
3,0
-
-
-
0,8
0,08
0,04
0,05
без т/о
Известный 10
0,06
0,2
0,3
15,0
32,0
4,5
2,6
0,03
1,7
-
-
-
-
с т/о
11
0,08
0,5
0,6
18,0
35,0
5,5
3,2
0,05
2,1
-
-
-
-
с т/о
таблица №2
Сплав №
Брак по спаю в стенке толщиной 3 мм, %
Брак по горячим трещинам, %
Усадочная пористость, %
Время до разрушения в термическом агрегате при Т=800-900°С
1
3
4
6
не ставились
2-4
0
0
0
8 месяцев, не разрушились
5
0
0
0
-//-
6
8
5
4
не ставились
7
12
6
5
-//-
8
9
12
7
-//-
9
0
0
0
-//-
10-11
18-24
15-17
10-12
2 месяца
Как видно из таблицы №2, звенья цепи из известного сплава (сплавы №10-11) имели больший брак по «спаю», «горячим трещинам» и «усадочной пористости». Звенья цепи, отлитые из известного сплава, разрушились в термическом агрегате через 2 месяца. Звенья цепи, отлитые из предлагаемого сплава (сплавы №2-4), не имели вышеназванных дефектов и стояли в термическом агрегате 8 месяцев без разрушения.
Сравнительный анализ признаков, отличающих данное предложение от известных в этой области технических решений, показал, что в данном сочетании проявляется новое свойство - исключение пористости при повышении долговечности.
Суммарное содержание составляет Ca+РЗМ+Zr=0,01-0,46%. При содержании менее 0,01% увеличивается брак по «спаю», «горячим трещинам», «усадочной пористости».
При содержании более 0,46% увеличивается количество неметаллических включений и долговечность уменьшается.
Список литературы
1. Бабаскин Ю.З. Структура и свойства литой стали. - Киев: Наукова думка, 1980 г.
2. Гольдштейн Я.Е. Микролегирование стали и чугуна. - Свердловск, 1960 г.
3. Барнацкий И.И. Физико-химические основы сталеплавильных процессов. - М., 1978.
4. Ланская К.А. Жаропрочные стали. - М., 1981.
5. Патент РФ №2120077, С22С 19/05.
6. Патент РФ №2139951, С22С 38/48.
7. Патент РФ №2205888, С22С 38/48.
8. Патент РФ №2237102, С22С 38/48.
9. Патент РФ №2302044, С22С 38/48.
10. Жаропрочная сталь 08Х17Н34В5Т3Ю2РЛ, ГОСТ 977-88 «Отливки стальные», стр.14.