СПОСОБ КРИОГЕННО-ДЕФОРМАЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ
METHOD OF CRYOGENIC-DEFORMATION PROCESSING OF STEEL

Изобретение относится к области черной металлургии, конкретнее к способам деформационной обработки коррозионностойких сталей с мартенситным превращением при криогенных температурах, и может быть использовано, например, при изготовлении тяжелонагруженных деталей в машиностроении.
Известен способ деформационной обработки сталей, включающий закалку, пластическую деформацию при жидком азоте и отпуск (Патент РФ №2049126, C21/D 9/22, 05.02.1993 г.).
Основными недостатками указанного способа являются низкие прочностные характеристики обработанных сталей и высокие внутренние микронапряжения.
Прототипом заявленного изобретения по технической сущности является способ обработки аустенитных нержавеющих сталей, включающий закалку, пластическую деформацию при температуре 77 К (-196°С) до ε=10% и отпуск при 730-770 К (530-550°С) в упруго-напряженном состоянии (Патент РФ №2287592, C21D 8/00, 28.07.2005 г.). Недостатками данного изобретения являются относительно невысокие прочностные характеристики сталей, что связано с невозможностью получения наноструктурного состояния в сталях вследствие низкой степени пластической деформации (до 10%) и применение отпуска в упруго-напряженном состоянии, что требует использования специального оборудования и существенно ограничивает размер, в частности длину, обрабатываемых заготовок.
Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение нанокристаллической структуры в коррозионно-стойких сталях, обеспечивающей высокие прочностные характеристики, низкий уровень внутренний напряжений и, как следствие, высокую эксплуатационную надежность деталей.
Указанный технический результат достигается тем, что в способе деформационной обработки стали, включающем закалку, пластическую деформацию при криогенных температурах и высокотемпературный отпуск, согласно изобретению обрабатывают сталь, содержащую следующие компоненты, мас.%:
Углерод
0,01-0,25
Хром
13,0-18,0
Никель
8,0-18,0
Алюминий
0,1-3,0
Титан
0,1-3,0
Марганец
до 0,3
Кремний
до 0,3
Молибден
до 0,2
Медь
до 0,2
Сера
до 0,03
Фосфор
до 0,03
Железо и неизбежные
примеси
Остальное
при выполнении условия: сумма алюминия и титана равна 0,5-3,2;
пластическую деформацию осуществляют по крайней мере в две стадии с суммарной степенью деформации 60-97%, после каждой стадии проводят низкотемпературный отпуск, а высокотемпературный отпуск ведут на заключительной стадии обработки заготовок. А также тем, что низкотемпературный отпуск проводят при температуре 150-200°С, а высокотемпературный отпуск проводят при 480-550°С, что пластическую деформацию осуществляют с помощью прокатки с суммарной степенью деформации 60-90% или с помощью волочения с суммарной степенью деформации 60-97%.
Отличительными признаками предлагаемого способа являются:
- выплавка аустенитной коррозионностойкой стали заданного химического состава;
- пластическая деформация стали с суммарной степенью деформации 60-97%;
- проведение низкотемпературного отпуска после каждой стадии деформации.
Эти отличительные признаки в совокупности с оптимальным химическим составом коррозионно-стойкой стали позволяют получить наноструктурное состояние аустенитно-мартенситной матрицы с высокими прочностными характеристиками, низким уровнем внутренних микронапряжений и высокой эксплуатационной надежностью деталей.
Химический состав стали выбран после детальных экспериментов по криогенной деформации аустенитных сталей с различным содержанием легирующих элементов. Содержание углерода в интервале 0,01-0,25% обеспечивает карбидное упрочнение при термической обработке стали. При более низком содержании углерода образование карбидов не происходит, при более высоком - наблюдается снижение пластичности стали. Хром вводится в состав в пределах 13,0-18,0% для получения коррозионной стойкости стали: при более низком содержании коррозионная стойкость не достигается, при более высоком - не происходит превращения аустенита в мартенсит после деформации при криогенных температурах. Содержание никеля в интервале 8,0-18,0% обеспечивает формирование аустенита после закалки и его частичное превращение в мартенсит при криогенной деформации. При содержании никеля за пределами указанного интервала данный эффект не наблюдается. Алюминий и титан вводятся в сталь в количестве 0,1-3,0% каждый при выполнении условия, что их сумма равна 0,5-3,2%, для обеспечения выделения упрочняющих интерметаллидных фаз при высокотемпературном отпуске. При их содержании менее 0,5% объемная доля интерметаллидов при высоком отпуске мала и упрочнение неэффективно. При их содержании более 3,2% наблюдается снижение пластичности и охрупчивание стали. Именно тот химический состав стали, который указан в заявке, обеспечивает наиболее интенсивное формирование в аустенитной матрице нанокристаллической мартенситной фазы в процессе деформации при криогенных температурах. Как следствие, именно такой состав приводит к наиболее заметному упрочнению стали, содержащей после деформации аустенитную фазу и наномасштабные кристаллы мартенсита, то есть имеющей двухфазную аустенитно-мартенситную структуру. Наличие исходной аустенитной фазы обеспечивает достаточную пластичность сплава, хотя размер фрагментов аустенита также находится в нанометрическом диапазоне. Предлагаемый химический состав, как показали проведенные исследования, обеспечивает также выделение при высокотемпературном отпуске ультрадисперсных (нанокристаллических) интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному упрочнению. Выделение интерметаллидов происходит в стали и без деформационной обработки, однако после деформационной обработки дисперсность и объемная доля частиц фаз увеличивается и, как следствие, упрочнение повышается.
Пластическая деформация стали с суммарной степенью деформации 60-97% обеспечивает формирование нанокристаллической структуры, что приводит к значительному повышению прочностных характеристик. Обработка с меньшими степенями деформации не позволяет получить фрагментированную структуру и наноструктурное состояние и, как следствие, не обеспечивает получение высоких показателей прочности и твердости. Деформация стали с помощью прокатки наиболее эффективна при суммарной степени деформации 60-90%. При более высокой степени деформации происходит снижение пластичности и охрупчивание стали. Деформация стали с помощью волочения может проводиться с более высокими степенями деформации до 97% при относительно небольшом снижении пластичности, что обеспечивается всесторонним обжатием и малым сечением заготовки. Деформация проводится по крайней мере в две стадии в сочетании с низкотемпературным отпуском, так как это позволяет избежать снижения пластичности и повышения внутренних микронапряжений.
Проведение низкотемпературного отпуска после каждой стадии деформации является обязательной операцией, так как обеспечивает значительное снятие внутренних микронапряжений, вызванных деформационной обработкой, и способствует повышению эксплуатационной надежности деталей.
При высокотемпературном отпуске на заключительной стадии обработки происходит выделение дисперсных интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному упрочнению и повышению показателей прочности и твердости после обработки стали по предложенному способу.
Эффективность применения данного изобретения можно продемонстрировать на следующих примерах.
Пример 1. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,19 C, 14,0 Cr, 13,8 Ni, 1,3 Al, 0,3 Ti, 0,18 Mn, 0,17 Si, 0,1 Mo, 0,1 Cu, 0,005 S, 0,01 P, ΣAl+Ti=1,6 (остальное - железо и неизбежные примеси) выплавляли вакуумно-индукционным способом, проводили гомогенизацию и зачистку слитков, слитки ковали при температуре 1050-950°С на пруток квадратного сечения. Пруток квадрат 12 мм подвергали закалке от 1000°С на воздухе, проводили деформацию с помощью прокатки при температуре жидкого азота -196°С за два прохода (в две стадии) с суммарной степенью деформации ε=70% (с 12 до 3,5 мм), после каждого прохода осуществляли низкотемпературный отпуск при температуре 200°С в течение 1 ч, на заключительной стадии обработки проводили высокотемпературный отпуск при температуре 480°С в течение 2 ч. В табл.1 и 2 приведены данные рентгенографического исследования стали после обработки по предлагаемому способу. Результаты определения механических свойств образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу, приведены в табл.3, п.1.
Пример 2. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,12 C, 13,5 Cr, 15,8 Ni, 0,8 Al, 0,6 Ti, 0,10 Mn, 0,12 Si, 0,1 Mo, 0,1 Cu, 0,01 S, 0,01 P, ΣAl+Ti=1,4 (остальное - железо и неизбежные примеси) выплавляли вакуумно-индукционным способом, проводили гомогенизацию и зачистку слитков, слитки ковали при температуре 1050-950°С на пруток круглого сечения. Пруток диаметром 3 мм подвергали закалке от 1000°С на воздухе, проводили деформацию с помощью волочения при температуре жидкого азота -196°С за три прохода (в три стадии) с суммарной степенью деформации ε=90% (с 3 мм до 0,5 мм), после каждого прохода осуществляли низкий отпуск при температуре 200°С в течение 1 ч, на заключительной стадии обработки проводили высокотемпературный отпуск при температуре 550°С в течение 2 ч. Результаты испытания образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу с помощью волочения, приведены в табл.3, п.2.
Проведено изучение связи изменений структуры и механических свойств предложенной стали после криогенно-деформационной обработки.
3
Электронно-микроскопическое исследование предложенной стали показало, что после деформации в структуре аустенита, имеющего фрагменты до 100 нм, наблюдаются также нанокристаллы мартенсита размером до 50-60 нм в длину и до 10-20 нм по толщине, а после высокотемпературного отпуска при 480°С, 2 ч - дополнительно и интерметаллидные нанофазы NiTi и NiAl размером до 5-10 нм. Они выделяются, главным образом, на межфазных границах и внутри фрагментов аустенитных и мартенситных кристаллов. В совокупности появление в структуре двух нанокристаллических фаз различной природы приводит к существенному возрастанию твердости при сохранении удовлетворительной пластичности стали.
В табл.1 приведены данные рентгенографического анализа предложенной стали после деформации 70%. Видно, что в структуре появилось значительное количество мартенсита (около 30%). Следует отметить, что при деформации 80-90% объемная доля мартенсита увеличивается до 40-50%. Таким образом, после пластической деформации при температуре жидкого азота -196°С (криогенной температуре) формируется двухфазная аустенитно-мартенситная структура. Данные, приведенные в табл.2, показывают, что после низкотемпературного отпуска при 200°С, 1 ч фазовый состав не изменяется, а ширина рентгеновских интерференционных линий аустенита и мартенсита уменьшается. Получены следующие результаты: ширина линий β (220) мартенсита снижается с 52 до 36 мрад и β (222) аустенита - с 38 до 25 мрад. Снижение ширины рентгеновских линий на 25-35% свидетельствует о существенном снятии внутренних микронапряжений в стали, что способствует повышению надежности деталей.
Проведено сравнение механических свойств предложенной стали и стали, обработанной по прототипу, который включает закалку от 1050°С, деформацию методом прокатки при температуре жидкого азота 77 К (-196°С) до ε=10%, отпуск в упруго-напряженном состоянии при 730 К (530°С) в течение 1 ч. Результаты испытаний образцов из аустенитной стали, обработанной по прототипу, приведены в табл.3, п.3.
В
0,2
Полученные результаты (табл.2, 3) свидетельствуют о том, что обработка аустенитной стали по предлагаемому способу в сравнении с прототипом позволяет повысить прочностные характеристики стали: в частности, предел прочности σ возрастает на 20-30%, предел текучести σ увеличивается на 50-60%, при некотором повышении твердости. Кроме того, проведение низкотемпературного отпуска существенно снижает уровень внутренних микронапряжений в предложенной стали, что обеспечивает повышение эксплуатационной надежности деталей.
Таблица 1
Количество аустенита и мартенсита в структуре аустенитной стали, изготовленной и обработанной по предлагаемому способу.
№
% об. γ-фазы
% об. α-фазы
1
77.2±0.2
22.8±0.2
2
69.2±0
30.8±0.2
Примечание:
1 - закалка, деформация при жидком азоте за 2 прохода (в две стадии), ε=70%, отпуск после каждого прохода при 200°С, 1 ч;
2 - закалка, деформация при жидком азоте за 2 прохода (в две стадии), ε=70%, отпуск после каждого прохода при 200°С, 1 ч + отпуск на заключительной стадии при 480°С, 2 ч.
Таблица 2
Влияние низкотемпературного отпуска аустенитной стали на изменение ширины рентгеновских интерференционных линий β (222) аустенита и β (220) мартенсита
№
% об. γ-фазы
% об. α-фазы
β (222) γ-фазы
β (220) α-фазы
1
77,2
22,8
38
52
2
77,2
22,8
25
36
Примечание:
1. - образец 1, закалка, деформация при жидком азоте за 2 прохода (в две стадии), ε=70%;
2 - образец 2, то же, что образец 1, + отпуск после каждого прохода при 200°С, 1 ч.
Таблица 3
Механические свойства аустенитной стали, изготовленной и обработанной по предлагаемому способу, и аустенитной стали, обработанной по прототипу.
№
Способ обработки
ε, %
σ<sub>В</sub>, МПа
σ<sub>0,2</sub>, МПа
δ, %
HRC
1
По предлагаемому способу
70
2000
1600
8
64
2
90
2200
1800
6
68
3
По прототипу
10
1750
1050
9
64
Примечание:
ε - степень деформации при жидком азоте, σ<sub>В</sub> - предел прочности, σ<sub>0</sub>,<sub>2</sub> - предел текучести,
δ - относительное удлинение, HRC - твердость по Роквеллу.