СПОСОБ КРИОГЕННОЙ ОБРАБОТКИ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ
CRYOGENIC TREATMENT METHOD OF AUSTENITIC STEEL

Изобретение относится к области черной металлургии, конкретнее к способам деформационной и ультразвуковой обработки высокопрочных аустенитных сталей с мартенситным и диффузионным превращениями при криогенных температурах, и может быть использовано, например, при изготовлении высоконагруженных деталей в машиностроении и энергомашиностроении, прецизионных деталей в приборостоении.
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 криогенно-деформационной обработки стали, включающий закалку, пластическую деформацию в несколько стадий при температуре жидкого азота, низкотемпературный отпуск после каждой стадии и высокотемпературный отпуск на заключительной стадии обработки заготовок из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас.%: углерод 0,01-0,20; хром 13,0-18,0; никель 5,0-10,0; ванадий 3,0-6,0; молибден 3,0-6,0; марганец 3,0-6,0; титан 0,1-2,0; алюминий до 0,3; кремний до 0,3; медь до 0,2; сера до 0,03; фосфор до 0,03; железо и неизбежные примеси остальное; при выполнении условия: сумма ванадия и молибдена равна 7,0-11,0, сумма никеля и марганца равна 9,0-15,0 (Патент РФ №2394922, C21D 8/00 20.07.2010 г.). Применение данного способа приводит к повышению прочности и эксплуатационной надежности коррозионно-стойкой стали. Недостатками данного изобретения являются относительно невысокий предел текучести сталей и низкая намагниченность насыщения.
Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение аустенитных сталей с высокими значениями предела текучести и намагниченности насыщения при сохранении удовлетворительной стойкости к охрупчиванию.
Указанный технический результат достигается тем, что в способе деформационной обработки стали, включающем закалку, пластическую деформацию при криогенных температурах в несколько стадий, низкотемпературный отпуск после каждой стадии и высокотемпературный отпуск, отличающемся тем, что обрабатывают сталь, содержащую компоненты в следующем соотношении, мас.%:
Углерод
0,01-0,20
Хром
12,0-16,0
Никель
11,0-15,0
Алюминий
0,2-2,7
Молибден
1,5-2,5
Марганец
до 0,3
Титан
до 0,3
Кремний
до 0,3
Медь
до 0,2
Сера
до 0,03
Фосфор
до 0,03
Железо и неизбежные
примеси
остальное
при выполнении условия: сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5; отношение алюминия и никеля равно 0,018-0,18,
после высокотемпературного отпуска проводят ультразвуковую обработку стали в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц.
Отличительными признаками предлагаемого способа от прототипа являются:
- выплавка хромоникелевой аустенитной стали заданного химического состава: содержание никеля 11,0-15,0%; содержание молибдена 1,5-2,5%; сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5;
- отношение алюминия и никеля равно 0,018-0,18;
- проведение после высокотемпературного отпуска ультразвуковой обработки в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц.
Эти отличительные признаки в совокупности с оптимальным химическим составом аустенитной стали позволяют получить нанокристаллические стали с высокими значениями предела текучести и намагниченности насыщения.
Химический состав стали выбран после детальных экспериментов по криогенной деформации аустенитных сталей с различным содержанием легирующих элементов. Содержание углерода в интервале 0,01-0,20% обеспечивает карбидное упрочнение при термической обработке стали. При более низком содержании углерода образование карбидов не происходит, при более высоком - наблюдается снижение пластичности стали. Содержание никеля находится в интервале 11,0-15,0% при условии, что сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5%, обеспечивает формирование частиц упрочняющих интерметаллидных нанофаз в мартенсите при криогенной деформации и последующем отпуске, что способствует повышению твердости. При содержании никеля и молибдена за пределами указанных интервалов данный эффект не наблюдается. При содержании никеля менее 11,0% образуется недостаточное количество аустенита и последующего превращения в мартенсит при отпуске, необходимого для обеспечения пластических свойств стали. При содержании никеля более 15,0% структура стали состоит из стабилизированного аустенита, который при криогенной деформации не превращается в мартенсит, что не позволяет получать высокие прочностные свойства. Алюминий вводится в сталь в количестве 0,2-2,7% для обеспечения выделения упрочняющих интерметаллидных фаз при высокотемпературном отпуске. При содержании алюминия менее 0,2% объемная доля интерметаллидов при высоком отпуске мала и упрочнение неэффективно. При содержании алюминия более 2,7% наблюдается снижение пластичности и охрупчивание стали. Молибден является поверхностно-активным элементом и вводится в сталь в количестве 1,5-2,5% для повышения пластичности стали. При легировании стали молибденом в количестве менее 1,5% эффект не наблюдается. При его содержании более 2,5% происходит образование труднорастворимых соединений типа µ-фазы, что требует проведение закалки после нагрева до весьма высоких температур 1200-1250°С. Отношение алюминия и никеля в составе стали равно 0,018-0,18, что приводит к образованию достаточного количества интерметаллидов при отпуске и достижению требуемого уровня прочности. При отношении алюминия и никеля менее 0,018% объемная доля упрочняющих интерметаллидных фаз на основе Ni и Al (типа NiAl) недостаточна для получения высокой намагниченности насыщения стали. Легирование стали алюминием и никелем в соотношении более 0,18% приводит к снижению стойкости к замедленному хрупкому разрушению и уменьшению срока службы деталей и изделий из обработанной аустенитной стали.
Химический состав стали по изобретению обеспечивает наиболее интенсивное формирование в аустенитной матрице нанокристаллической структуры в процессе деформации при криогенных температурах. Как следствие, именно такой состав приводит к наиболее заметному упрочнению стали, имеющей после деформации 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 нанокристаллических интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному нанофазному упрочнению. Выделение интерметаллидов происходит в стали и без деформационной обработки, однако после криогенной деформационной обработки дисперсность и объемная доля частиц фаз увеличивается, что приводит к повышению предела текучести и намагниченности насыщения.
Пластическая деформация стали при криогенных температурах обеспечивает формирование нанокристаллической структуры, что приводит к значительному повышению прочностных и магнитных характеристик (а именно предела текучести и намагниченности насыщения). 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 срока службы деталей из аустенитной стали.
При высокотемпературном отпуске происходит выделение дисперсных интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному нанофазному упрочнению и повышению предела текучести после обработки стали по предложенному способу.
Проведение после высокотемпературного отпуска ультразвуковой обработки (УЗО) в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц способствует повышению физико-механических свойств аустенитной стали. В процессе ультразвуковой обработки в сталях возникают ультразвуковые напряжения. Действие ультразвука приводит к образованию в объеме материала дополнительного количества α-мартенсита (10-12%). Дополнительное γ→α-превращение, связанное с ультразвуковой деформацией, наблюдается в основном в микрообластях с повышенным уровнем напряжений (дефекты упаковки, пересечение двойников). При этом «ультразвуковой» мартенсит в этих участках отличается более высокой степенью дисперсности, чем мартенсит «криогенный», что способствует повышению магнитных свойств стали. При этом наблюдается увеличение намагниченности насыщения материала, что является важной характеристикой для магнитно-полутвердых и магнитно-твердых материалов. Применение УЗО с частотой менее 26 кГц не приводит к повышению свойств стали. После обработки ультразвуком с частотой более 27 кГц происходит снижение пластичности и наблюдается охрупчивание стали.
Эффективность применения данного изобретения показана на следующих вариантах способа обработки.
Способ обработки №1. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,05 С, 12,5 Cr, 12,2 Ni, 0,7 Al, 1,7 Mo, 0,2 Mn, 0,2 Ti,, 0,15 Si, 0,1 Cu, 0,003 S, 0,01 P, ∑Cr+Ni=24,7; отношение Al/Ni=0,057 (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=50% (с 12 до 6,0 мм), после каждого прохода осуществляли низкотемпературный отпуск при температуре 200°С в течение 1 ч, проводили высокотемпературный отпуск при температуре 520°С в течение 2 ч, образцы подвергали ультразвуковой обработке (УЗО) с рабочей частотой f=26,3 кГц. В таблице 1 приведены данные рентгенографического исследования стали после обработки по предлагаемому способу. Результаты определения механических и магнитных свойств образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу, приведены в таблице 2, п.1.
Способ обработки №2. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,13 С, 16,0 Cr, 13,5 Ni, 1,9 Al, 1,8 Mo, 0,2 Mn, 0,2 Ti, 0,15 Si, 0,1 Cu, 0,01 S, 0,01 P, ∑Cr+Ni=29,5; отношение Al/Ni=0,140 (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 три прохода (в три стадии) с суммарной степенью деформации ε=60% (с 12 мм до 5,2 мм), после каждого прохода осуществляли низкий отпуск при температуре 250°С в течение 1 ч, проводили высокотемпературный отпуск при температуре 500°С в течение 2 ч, образцы подвергали ультразвуковой обработке (УЗО) с рабочей частотой f=26,8 кГц. Результаты испытания образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу с помощью прокатки и ультразвуковой обработки, приведены в таблице 2, п.2.
Проведено изучение связи изменений структуры, механических и магнитных свойств предложенной стали после криогенной деформации и ультразвуковой обработки.
Электронно-микроскопическое исследование предложенной стали показало, что после криогенной деформации в структуре наблюдаются нанокристаллы мартенсита и аустенита размером до 100 нм, а после высокотемпературного отпуска при 500-520°С, 2 ч - дополнительно и частицы интерметаллидной нанофазы NiAl размером до 20 нм. Они выделяются, главным образом, на межфазных границах и внутри фрагментов аустенитных и мартенситных кристаллов. В совокупности появление в структуре трех нанокристаллических фаз различной природы приводит к существенному возрастанию предела текучнсти при сохранении удовлетворительной пластичности стали. Применение УЗО способствует увеличению объемной доли мартенсита и степени его дисперсности, что обеспечивает дополнительное упрочнение и повышение магнитных свойств.
В таблице 1 приведены данные рентгенографического анализа предложенной стали после деформации 50%. Видно, что в структуре появилось значительное количество мартенсита (более 30%). Таким образом, после пластической деформации при температуре жидкого азота -196°С (криогенной температуре) формируется двухфазная нанокристаллическая аустенитно-мартенситная структура, в которой после высокотемпературного отпуска выделяются упрочняющие интерметаллидные фазы. После УЗО количество мартенсита увеличивается, что приводит к повышению прочностных и магнитных свойств.
Проведено сравнение механических и магнитных свойств предложенной стали и стали, обработанной по прототипу и имеющей соответствующий химический состав, который включает закалку от 1050°С, деформацию методом прокатки при температуре жидкого азота в 2 стадии со степенью обжатия до ε=50%, отпуск при 200°С, 1 ч и при 530°С, 2 ч. Результаты испытаний образцов из аустенитной стали, обработанной по прототипу, приведены в таблице 2, п.3.
Полученные результаты (табл.2) свидетельствуют о том, что обработка аустенитной стали по предлагаемому способу в сравнении с прототипом позволяет повысить предел текучести на 100-130 МПа и намагниченности насыщения на 40-50%, при сохранении удовлетворительной пластичности. Обработка по предлагаемому способу увеличивает эксплуатационную надежность и срок службы деталей и изделий из аустенитной стали после криогенной обработки.
Таблица 1
Количество аустенита и мартенсита в структуре аустенитной стали, изготовленной и обработанной по предлагаемому способу, и аустенитной стали, обработанной по прототипу.
№
Способ обработки
% об. γ-фазы
% об. α-фазы
β(222) γ-фазы
β(220) α-фазы
1
По предлагаемому способу
66.0±0.2
34.0±0.2
28,0
49,0
2
63.5±0.2
36.5±0.2
29,0
48,0
3
По прототипу
67.5±0.2
32.5±0,2
33,0
52,0
Примечание:
γ-фаза - аустенит, α-фаза - мартенсит.
Таблица 2
Механические и магнитные свойства аустенитной стали, изготовленной и обработанной по предлагаемому способу, и аустенитной стали, обработанной по прототипу.
№
Способ обработки
Механические свойства
Магнитные свойства
σ<sub>в</sub>, МПа
σ<sub>0,2</sub>, МПа
δ, %
HRC
H<sub>C</sub>, кА/м
B<sub>max</sub>, Тл
1
По предлагаемому способу
2200
1900
9
69
8,9
0,95
2
2210
1930
9
69
9,3
0,97
3
По прототипу
2200
1800
9
69
5,2
0,55
Примечание:
σ<sub>В</sub> - предел прочности, σ<sub>0,2</sub> - предел текучести, δ - относительное удлинение, HRC твердость по Роквеллу, Н<sub>С</sub> - коэрцитивная сила, B<sub>max</sub> - намагниченность насыщения.