Результат интеллектуальной деятельности: СПОСОБ КРИОГЕННО-ДЕФОРМАЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ

Изобретение относится к области черной металлургии, конкретнее к способам деформационной обработки коррозионно-стойких сталей с мартенситным и диффузионным превращениями при криогенных температурах, и может быть использовано, например, при изготовлении тяжелонагруженных деталей в машиностроении и энергомашиностроении.

Известен способ деформационной обработки сталей, включающий закалку, пластическую деформацию при жидком азоте и отпуск (Патент РФ № 2287592, C21D 8/00, 28.07.2005 г.). Основными недостатками указанного способа являются низкие прочностные характеристики обработанных сталей и применение отпуска в упруго-напряженном состоянии, что требует использования специального оборудования и существенно ограничивает размер, в частности длину, обрабатываемых заготовок.

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 (Патент РФ № 2365633, C21D 8/00, 24.06.2008 г.). Применение данного способа приводит к повышению прочности и эксплуатационной надежности стали. Недостатками данного изобретения являются относительно невысокие прочностные характеристики сталей и невысокая стойкость к циклическим нагрузкам.

Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение коррозионно-стойких сталей с высокими прочностными характеристиками, удовлетворительной пластичностью и высокой стойкостью к циклическим нагрузкам.

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 на заключительной стадии обработки заготовок, согласно изобретению обрабатывают сталь, содержащую следующие компоненты, мас.%:

при выполнении условия: сумма ванадия и молибдена равна 7,0-11,0, сумма никеля и марганца равна 9,0-15,0,

пластическую деформацию осуществляют с суммарной степенью деформации 50-90%, а низкотемпературный отпуск проводят при температуре 220-270°С.

Отличительными признаками предлагаемого способа являются:

- выплавка аустенитной коррозионно-стойкой стали заданного химического состава;

- пластическая деформация стали с суммарной степенью деформации 50-90%;

- проведение низкотемпературного отпуска при температуре 220-270°С.

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 стойкостью к циклическим нагрузкам.

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. 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 5,0-10,0% и марганца в интервале 3,0-6,0% при условии, что их сумма равна 9,0-15,0%, обеспечивает формирование аустенита после закалки и его частичное превращение в мартенсит при криогенной деформации. При содержании никеля и марганца за пределами указанных интервалов данный эффект не наблюдается. Ванадий и молибден вводятся в сталь в количестве 3,0-6,0% каждый при выполнении условия, что их сумма равна 7,0-11,0%, с целью обеспечения образования упрочняющих интерметаллидов при высокотемпературном отпуске. Титан вводится в сталь в количестве 0,1-2,0% для обеспечения дополнительного выделения упрочняющих интерметаллидных фаз при высокотемпературном отпуске. При его содержании менее 0,1% объемная доля интерметаллидов при высоком отпуске мала и упрочнение неэффективно. При его содержании более 2,0% 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 50-90% 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 проводится по крайней мере в две стадии в сочетании с низкотемпературным отпуском, так как это позволяет избежать снижения пластичности, повышения внутренних микронапряжений и снижения стойкости к циклическим нагрузкам.

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. Отпуск в температурном интервале при 220-270°С приводит к более существенному снятию внутренних напряжений, чем при температурах ниже 200°С.

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.%: 0,15 С, 14,5 Cr, 9,8 Ni, 3,3 V, 4,5 Mo, 0,8 Ti, 4,0 Mn, 0,2 Al, 0,17 Si, 0,1 Cu, 0,005 S, 0,01 P, ΣV+Mo=7,8, Σ Ni+Mn=13,8 (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 220°С в течение 1 ч, на заключительной стадии обработки проводили высокотемпературный отпуск при температуре 480°С в течение 2 ч. В табл.1 приведены данные рентгенографического исследования стали после обработки по предлагаемому способу. Результаты определения механических свойств образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу, приведены в табл.2, п.1.

Пример 2. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,17 С, 13,8 Cr, 6,8 Ni, 4,1 V, 4,6 Mo, 3,7 Mn, 0,9 Ti, 0,15 Al, 0,12 Si, 0,1 Cu, 0,01 S, 0,01 P, ΣV+Mo=8,7, ΣNi+Mn=10,5 (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=90% (с 12 мм до 2,5 мм), после каждого прохода осуществляли низкий отпуск при температуре 260°С в течение 1 ч, на заключительной стадии обработки проводили высокотемпературный отпуск при температуре 530°С в течение 2 ч. Результаты испытания образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу с помощью прокатки, приведены в табл.2, п.2.

Проведено изучение связи изменений структуры и механических свойств предложенной стали после криогенно-деформационной обработки.

Электронно-микроскопическое исследование предложенной стали показало, что после деформации в структуре аустенита, имеющего фрагменты до 90 нм, наблюдаются также нанокристаллы мартенсита размером до 60 нм в длину и до 30 нм по толщине, а после высокотемпературного отпуска при 480°С, 2 ч - дополнительно и интерметаллидные нанофазы Ni₃V, Fe₂Mo и Ni₃Ti 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 твердости при сохранении удовлетворительной пластичности стали.

В табл.1 приведены данные рентгенографического анализа предложенной стали после деформации 50%. Видно, что в структуре появилось значительное количество мартенсита (около 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.

Проведено сравнение механических 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 77 К (-196°С) до ε=70%, отпуск при 200°С и при 530°С в течение 1 ч. Результаты испытаний образцов из аустенитной стали, обработанной по прототипу, приведены в табл.2, п.3.

Полученные результаты (табл.2) свидетельствуют о том, что обработка аустенитной стали по предлагаемому способу в сравнении с прототипом позволяет повысить прочностные характеристики стали: в частности, предел прочности σ_B и предел текучести σ_0,2 увеличиваются на 10-15%, при некотором повышении твердости. Кроме того, обработка по предлагаемому способу увеличивает стойкость к циклическим нагрузкам на 20-25%, что обеспечивает повышение эксплуатационной надежности деталей.