Результат интеллектуальной деятельности: НИЗКОУГЛЕРОДИСТАЯ ЛЕГИРОВАННАЯ СТАЛЬ

Изобретение относится к металлургии, в частности к сплавам черных металлов, и может быть использовано при изготовлении сосудов высокого давления, режущего инструмента, в спецтехнике.

Известна сталь (патент RU №2075534, МПК⁶ C22C 38/50, опубл. 20.03.97 г.), содержащая, мас.%: углерод 0,12-0,18; марганец 1,2-1,5; кремний 0,5-0,8; хром 0,5-1,0; никель 0,5-0,8; медь 0,03-0,3; молибден 0,2-0,6; ванадий 0,10-0,20; алюминий 0,05-0,02; фосфор 0,002-0,003; сера 0,003-0,015; кальций 0,006-0,03; железо - остальное.

Соотношение компонентов в стали не обеспечивает получения должного уровня сопротивления диффузионной релаксации стали (прокаливаемость возможна только на глубину 50 мм); недостаточное количество марганца и хрома не может обеспечить стали стабилизацию, высокую устойчивость переохлажденного аустенита в перлитной и бейнитной областях.

Известна сталь (а.с. №642372, МПК C22C 38/50, опубл. 15.01.79 г.), содержащая, мас.%: углерод 0,40-0,50; кремний 0,40-0,60; марганец 0,60-0,90; хром 2,6-3,2; никель 0,2-0,4; молибден 0,50-0,70; ванадий 0,06-0,08; алюминий 0,01-0,05; титан 0,01-0,05; кальций 0,001-0,02; железо - остальное.

Такая сталь не имеет структуры пакетного мартенсита (высокое содержание углерода, недостаточно молибдена), обеспечивающего высокий уровень сопротивления диффузионной релаксации стали. Полученная сталь к тому же требует проведения закалки в масле, что усложняет технологический процесс получения изделия из этой стали и приводит к их короблению.

Известна высокопрочная, свариваемая сталь с повышенной прокаливаемостью (патент RU №2314361, МПК C22C 38/58 (2006.01), опубл. 10.01.2008 г.), содержащая, мас.%: углерод 0,10-0,18; кремний 0,12-0,60; хром 2,0-3,0; марганец 2,0-2,4; никель 1,0-2,0; молибден 0,4-0,6; церий и/или кальций до 0,15; ванадий 0,08-0,12; титан менее 0,01; ниобий 0,05-0,10; железо - остальное.

Такая сталь имеет структуру пакетного мартенсита в узком диапазоне содержания углерода (0,10-0,18) и содержит дорогостоящий никель.

В качестве прототипа выбрана сталь (а.с. №836190, МПК C22C 38/24, опубл. 07.06.81 г.), содержащая, мас.%: углерод 0,10-0,20; марганец 3,2-4,0; хром 3,2-4,0; молибден (компонент из группы средних карбидообразователей) 0,5-1,0; ванадий 0,3-0,5; железо - остальное.

Такая сталь не содержит дорогостоящего никеля. Однако наличие большого количества марганца и хрома, ванадия и молибдена приводит к появлению спецкарбидов, не позволяющих ни легированием, ни последующей термообработкой повысить механические характеристики низкоуглеродистой стали, так как не обеспечивается получение структуры пакетного мартенсита.

При этом в данном составе происходит выделение специальных карбидов молибдена, ванадия, дестабилизирующих аустенит, при этом снижается содержание углерода в аустените и образуется бейнитная структура. Цепочка карбидообразующих элементов разрывается, а влияние хрома и марганца, несмотря на их избыток, недостаточно для подавления активности ванадия и молибдена и недопущения образования специальных карбидов. Это не позволяет затормозить процессы дестабилизации переохлажденного аустенита и собирательного роста аустенитного зерна, ухудшающего механические свойства изделий из такой стали. Сталь имеет недостаточно высокий уровень сопротивления диффузионной релаксации, что сказывается на уровне прокаливаемости, которая может быть достигнута при охлаждении на воздухе на глубину не более 100-160 мм. Кроме того, данную сталь по сумме легирующих элементов нельзя отнести к экономно легированным сталям (при максимальном содержании марганца и хрома сумма легирующих элементов превышает 8%). Упрочняющая термическая обработка такой стали включает закалку в масле с 900°C и отпуск при 250°C, что усложняет технологический процесс получения крупногабаритных изделий.

Задачей изобретения является обеспечение более высокого уровня прокаливаемости крупногабаритных изделий за счет оптимизации соотношения количества компонентов легирования по схеме непрерывающейся цепочки связей компонентов - слабых, средних и сильных карбидообразователей, и гарантированного получения структуры пакетного мартенсита при изменении содержания углерода в более широких пределах.

Поставленная задача была решена за счет того, что известная низкоуглеродистая легированная сталь, содержащая углерод, марганец, хром, один компонент из группы средних карбидообразователей, ванадий и железо, дополнительно содержит титан или ниобий, а в качестве компонента из группы средних карбидообразователей содержит молибден или вольфрам при следующем содержании компонентов, мас.%:

углерод 0,07-0,35

марганец 2,5-3,5

хром 2,5-3,5

молибден 0,35-0,55 или вольфрам 0,8-1,2

ванадий 0,08-0,15

титан или ниобий 0,01-0,03

железо - остальное.

Соотношение карбидообразователей относительно хрома, мас.ч.: Cr/Mn 1: (1-1,4); Cr/W 1:(0,3-0,4) или Cr/Мо 1:(0,15-0,20); Cr/V 1:(0,03-0,06); Cr/Ti или Cr/Nb 1:(0,004-0,008). Соотношение относительно друг друга вдоль цепочки их связей, мас.ч.: Mo/V 1:(0,22-0,27) или W/V 1:(0,12-0,15); V/Ti или V/Nb 1:(0,06-0,25).

Такая сталь имеет одновременно слабую (хром, марганец), среднюю (молибден или вольфрам) и сильную (ванадий, титан или ниобий) группы карбидообразователей, введенных по схеме сохранения непрерывности цепочки связей карбидообразователей Mn-Cr-Мо или W-V-Ti или Nb.

Сохранение определенного соотношения компонентов позволяет не допустить образование спецкарбидов (в отличие от прототипа), которые приводят к изменению химического состава аустенита в локальных областях, вызывая тем самым появление градиента концентраций по углероду в нем, активизацию диффузии углерода и бейнитное превращение. Заявленный диапазон концентраций компонентов стали, наличие непрерывности цепочки карбидообразователей из всех трех групп (слабой, средней и сильной), оптимизация соотношения концентраций компонентов относительно слабого карбидообразователя - хрома или каждого компонента относительно другого по цепочке связей, позволяют расширить диапазон концентраций углерода в заявляемой низкоуглеродистой стали, регулируя активность углерода и процесс карбидообразования, повышает уровень сопротивления диффузионной релаксации изделий из этой стали, увеличивает прокаливаемость (в 2-3 раза более по сравнению с прототипом) и гарантирует получение пакетной мартенситной структуры.

Стабильно получают структуру пакетного мартенсита при охлаждении стали на воздухе с прокатного нагрева. При содержании углерода в стали более 0,20% для снятия закалочных напряжений проводят низкий отпуск.

За счет использования сильных карбидообразователей (Ti или Nb) обеспечивается непрерывность цепочки связей карбидообразователей в составе стали, которая должна суммарно обеспечивать оптимальное снижение активности углерода, а следовательно, и повышение устойчивости переохлажденного аустенита.

Состав стали обеспечивает получение устойчивой структуры пакетного мартенсита в более широком диапазоне концентраций углерода (0,07-0,35 мас.%) и легирующих компонентов (Cr - 2,5-3,5 мас.%; Mn - 2,5-3,5 мас.%, Ti или Nb - 0,01-0,03 мас.%).

Заявляемый состав стали и ее свойства представлены в таблицах 1-5. Наличие всех групп карбидообразователей в заявленном соотношении друг с другом (табл.1, 2 п.п.1-6) и в соотношении концентраций компонентов (табл.3, 4 п.п.1-6) относительно хрома (титан или ниобий вводят в равных концентрациях, а остальные карбидообразователи вводят в заявленном составе по убывающей от слабого к сильному, но в различных соотношениях концентраций компонентов (табл.3, 4)), а также наличие марганца и хрома в равных количествах (по 2,5-3,5 мас.%) при соотношении массовых частей Cr/Mn 1:1 или 1,4:1, обеспечивает надежное получение структуры пакетного мартенсита при медленном охлаждении аустенита.

За пределами заявленных концентраций компонентов стали (табл.1, 2 п.п.7, 8) заданную структуру получить не удается в связи с нарушением принципа самодостаточности карбидообразователей. Сохранение же принципа самодостаточности карбидообразователей обеспечивает стабильность заданных свойств заявленной стали, т.е. обеспечивает высокое сопротивление диффузионной релаксации и позволяет сохранить эту возможность даже при расширении границ использования углерода в диапазоне 0,07-0,35%. Введение карбидообразователей в концентрациях за пределами заявленного диапазона (табл.1, 2 п.п.7, 8) не позволяет решить поставленную задачу в связи с возможным образованием спецкарбидов, которые дестабилизируют процесс получения однородного аустенита, гомогенизацию расплава, не гарантируют после медленного охлаждения расплава получения пакетной структуры мартенсита в ней. Вместо этого получают перлитную или бейнитную структуру, не обеспечивающую выполнения поставленной изобретением задачи - обеспечения высокого уровня прокаливаемости изделий (табл.5).

В таблицах 1 и 2 приведены составы заявляемой стали с различным содержанием компонентов в заявленных пределах (п.п.1-6) и стали, принятой в качестве прототипа (п.п.9-10). Из данных таблиц видно, что по сравнению с прототипом в заявляемом составе стали имеются все 3 группы карбидообразователей, а в прототипе отсутствует самая результативная часть сильной группы - титан или ниобий, обеспечивающая структуру пакетного мартенсита с мелким зерном и, следовательно, у заявляемой стали - более высокие механические свойства. Вместо титана возможно введение ниобия в тех же концентрациях. Хром, марганец в заявленных пределах обеспечивают устойчивость переохлажденного аустенита. Молибден, вольфрам, ванадий, титан или ниобий предотвращают бейнитное превращение за счет оптимизации соотношения в цепочке связей (таблицы 3 и 4 п.п.1-6) в пределах заявленных концентраций компонентов стали и не гарантируют этого за пределами заявленных концентраций (табл.1 и 2 п.п.7, 8). Заявленный состав стали и соотношение компонентов в цепочке связей карбидообразователей позволяют весь углерод сохранить в твердом растворе, т.к. при этом карбидообразование практически отсутствует, что приводит к образованию пакетного мартенсита, обеспечивающего равномерное распределение напряжений, определяющих в свою очередь прочность изделий из заявляемой стали (табл.5) в широком диапазоне условий эксплуатации.

Так из таблицы 4 видно, что по отношению к хрому каждый последующий в цепочке связей карбидообразователь снижает (в мас.ч.) свою «долю» участия в общем процессе снижения активности углерода на порядок (например, п.1 - 0,20 Мо→0,03 V→0,004 Ti или Nb). Из таблицы 3 видно, что предыдущий компонент по отношению к последующему (слева на право) по своим соотношениям Cr/Mo; Mo/V; V/Ti или V/Nb повторяет зависимость (п.1) 1:0,2; 1:0,2; 1:0,02, что повышает технологичность способа введения карбидообразователя в состав стали.

Состав стали и соотношения содержания ее компонентов позволяют оптимизировать введение компонентов в состав с образованием непрерывной связи в определенной пропорции относительно друг друга. Сочетание углерода и легирующих компонентов в заявляемой стали обеспечивает высокую устойчивость переохлажденного аустенита и, соответственно, большую прокаливаемость стали (400-450 мм против 100-150 мм у прототипа (табл.5)). Легирование сильными карбидообразователями - ванадием и титаном или ниобием - позволяет сохранить при нагреве мелкое зерно и увеличить отпускоустойчивость этой стали. Непрерывность цепочки карбидообразователей (табл.3, 4) с увеличивающейся склонностью к карбидообразованию (от марганца и хрома к титану или ниобию) в заявляемом диапазоне концентраций их в составе и введение в определенных соотношениях друг к другу (табл.3) или по отношению к наиболее слабому карбидообразователю - хрому (табл.4) - позволяет подавить активность хрома и марганца (по отношению к углероду) меньшим количеством молибдена (табл.1) или вольфрама (табл.2), а активность этих элементов уравновешивается еще меньшим количеством ванадия, титана или ниобия, и наоборот, активность сильных подавляется слабыми карбидообразователями.

Введение компонентов заявляемой стали в выбранном соотношении снижает вероятность образования карбидов, способствует повышению сопротивления диффузионной релаксации стали, диспергированию структуры стали в результате аустенитизации после закалки на воздухе. В отличие от прототипа, для которого применяют специальную закалку с 900°C в масле, что усложняет термообработку и приводит к короблению изделий, имеющих большую чем 80-160 мм толщину.

В таблице 5 показаны механические свойства заявляемой стали и прокаливаемость стали, охлаждаемой на воздухе после прокатки с последующим отпуском при 250°C в течение 2-х часов. По сравнению с прототипом, заявляемый состав позволяет получить более высокие прочностные свойства, ударная вязкость выше в 1,5-2 раза. Прокаливаемость увеличилась в 2-3 раза (с 100-150 в прототипе до 400-450 в заявляемом составе). За пределами заявляемого состава стали, свойства ухудшаются (табл.5 пп.5.а, 5.б, 6.а и 6.б.), особенно прокаливаемость. Использование состава стали, содержащего менее 0,07% углерода также (п. 5.а и 5.б) не позволяет получить заданную структуру пакетного мартенсита. В данном случае за пределами заявляемого состава получают структуру феррита с мартенситом и ухудшение свойств, ударная вязкость снижается в ~10 раз, т.е. приводит к охрупчиванию стали. Прокаливаемость стали снижается в 2 раза.

Сталь предложенного состава выплавили в индукционной печи и разлили слитки весом 40 кг, которые ковали в прутки размером 14×14 мм. Содержание титана в каждой плавке было не менее 0,01%. Температура нагрева под горячую обработку давлением находилась в пределах 1100-1200°C. После горячей обработки давлением заготовки охлаждали на воздухе. Механические свойства определяли на образцах, вырезанных механическими методами из прутков 14×14 мм. Термическая обработка включала закалку на воздухе с деформационного нагрева и отпуск.

Итак, предлагаемое изобретение в выбранных интервалах компонентов после закалки с прокатного нагрева, а также после закалки с температур 900-1000°C и отпуска в интервале температуры 200-500°C обеспечивает прочность и ударную вязкость выше, чем у прототипа. Закалка с температуры выше 1000°C не приводит к улучшению механических свойств.

Интервалы изменения характеристик механических свойств меньше, чем у прототипа, что означает повышение надежности обеспечения заданных характеристик.

Прокаливаемость определяли на составах 1-4 (табл.5) с минимальным (составы 1-2) и максимальным (состав 3-4) суммарным легированием на образцах 55×11×5 мм, охлажденных с различными скоростями с температуры 930°C после получасовой выдержки.

Скорости охлаждения, реализованные в ходе термической обработки, пересчитывали в эквивалентные диаметры двумя методами: 1 - по унифицированным кривым охлаждения изделий на воздухе и 2 - с помощью численных методов решения нестационарного дифференциального уравнения теплопроводности Фурье методом конечных разностей. В данном случае эквивалентные диаметры - это размеры сечений деталей, охлаждаемых на воздухе, в центральных областях которых достигается скорость охлаждения, соответствующая скоростям охлаждения образцов толщиной 5 мм.

Данная методика была реализована в специально разработанной компьютерной программе. Результаты пересчета толщины пластины в эквивалентный диаметр в зависимости от скорости охлаждения представлены в таблице 6.

Во всех случаях определяли характеристики твердости, прочности (предел прочности предел текучести), ударную вязкость и динамическую трещиностойкость, а также с помощью методики просвечивающей электронной микроскопии оценивали тонкую структуру образцов. Установлено, что уменьшение скорости охлаждения с 3,5 до 0,035°C/с (эквивалентное сечение 400-500 мм) не приводит к снижению твердости, прочности, ударной вязкости и динамической трещиностойкости. Дальнейшее снижение скорости охлаждения до 0,0044°C/с (эквивалентное сечение 1400-1500 мм) сопровождается снижением предела текучести примерно на 0,5%. Ударная вязкость снижается примерно на 25%, а динамическая трещиностойкость - на 50%. Снижения предела прочности и твердости не наблюдается. Таким образом, гарантированный уровень прокаливаемости при охлаждении на спокойном воздухе составляет не менее 400 мм.

Электронно-микроскопические исследования подтвердили наличие в структуре только пакетной альфа-фазы при всех скоростях охлаждения.

Таким образом, использование предлагаемого состава стали позволит:

1. Расширить диапазон использования углерода.

2. Обеспечить получение устойчивого аустенита, превращение аустенита в стали проходит без перлитного и бейнитного превращений и в режиме, не требующем специальной закалки и отпуска, т.к. сталь после прокатки медленно охлаждают на воздухе, что в экономическом и технологическом планах более выгодно, особенно при получении заготовок и изделий большого сечения и крупногабаритных.

3. Получить после аустенитизации гомогенную структуру, обладающую способностью повышать уровень сопротивления диффузионной релаксации в стали, что повышает прокаливаемость изделий в 2-3 раза.

4. Снизить суммарную концентрацию легирующих компонентов и за счет этого удешевить сталь.

5. Повысить механические свойства стали.

6. Повысить технологичность процесса компоновки, получить однородный состав и повысить воспроизводимость заданных свойств стали.

7. Получить требуемую прокаливаемоеть при охлаждении расплава с прокатного нагрева на воздухе без последующего отпуска.