СПОСОБ ОБРАБОТКИ ВЫСОКОПРОЧНОЙ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ

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.

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 упругонапряженном 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 №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 невысокие прочностные характеристики сталей и низкие магнитные свойства.

Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение наноструктурного состояния в высокопрочной коррозионно-стойкой аустенитной стали, обеспечивающего высокую магнитную жесткость и высокую остаточную магнитную индукцию при сохранении удовлетворительной пластичности материала.

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, согласно изобретению обрабатывают сталь, содержащую следующие компоненты, мас.%:

при выполнении условия: сумма хрома и никеля равна 16,0-30,0; сумма титана и алюминия равна 0,6-3,5;

после высокотемпературного отпуска проводят ультразвуковую обработку стали в диапазоне рабочих частот f=23-25 кГц.

Отличительными признаками предлагаемого способа от прототипа являются:

- выплавка хромоникелевой аустенитной стали заданного химического состава: содержание титана 0,4-2,5%; ограничение суммы титана и алюминия интервале 0,6-3,5%;

- проведение после высокотемпературного отпуска ультразвуковой обработки в диапазоне рабочих частот f=23-25 кГц.

Эти отличительные признаки в совокупности с оптимальным химическим составом аустенитной стали позволяют получить наноструктурное состояние аустенитно-мартенситной матрицы с высокими прочностными и магнитными характеристиками: повышение магнитной жесткости (коэрцитивной силы) и остаточной магнитной индукции.

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 12,0-17,0% 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 5,0-16,0% при условии, что сумма хрома и никеля равна 16,0-30,0%, обеспечивает формирование аустенита после закалки и его частичное превращение в мартенсит при криогенной деформации. При содержании никеля и хрома за пределами указанных интервалов данный эффект не наблюдается. При содержании никеля менее 5,0% и суммы никеля и хрома менее 16,0% образуется недостаточное количество аустенита, необходимого для обеспечения пластических свойств стали. При содержании никеля более 16,0% и суммы никеля и хрома более 30,0% структура стали состоит из стабилизированного аустенита, который при криогенной деформации не превращается в мартенсит, что не позволяет получать высокие прочностные свойства. Титан и алюминий вводятся в сталь в количестве 0,4-2,5% и 0,1-2,5% соответственно при выполнении условия, что их сумма равна 0,6-3,5%, для обеспечения выделения упрочняющих интерметаллидных фаз при высокотемпературном отпуске. При содержании титана и алюминия менее 0,4% и 0,1% соответственно объемная доля интерметаллидов при высоком отпуске мала и упрочнение неэффективно. При содержании титана и алюминия более 2,5% наблюдается снижение пластичности и охрупчивание стали. При легировании стали титаном и алюминием в сумме менее 0,6% объемная доля упрочняющих интерметаллидных фаз на основе Ti и Al недостаточна для получения высокой магнитной жесткости стали. Легирование стали титаном и алюминием в сумме более 3,5% приводит к снижению стойкости к замедленному хрупкому разрушению и уменьшению ресурса деталей и изделий.

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 при криогенных температурах обеспечивает формирование нанокристаллической структуры, что приводит к значительному повышению прочностных и магнитных характеристик (магнитной жесткости и остаточной магнитной индукции). 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 происходит выделение дисперсных интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному нанофазному упрочнению и повышению показателей прочности и твердости после обработки стали по предложенному способу.

Проведение после высокотемпературного отпуска ультразвуковой обработки (УЗО) в диапазоне рабочих частот f=23-25 кГц способствует улучшению физико-механических свойств коррозионно-стойкой стали. В процессе ультразвуковой обработки в сталях возникают ультразвуковые напряжения. Действие ультразвука приводит к образованию в объеме материала дополнительного количества α-мартенсита (11-15%). 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 магнитной жесткости материала, о чем свидетельствует существенное повышение коэрцитивной силы H_С с 5,0 до 9,0 кА/м. Наряду с этим происходит рост остаточной магнитной индукции с 0,25 до 0,35 Тл, что является важной характеристикой для магнитно-полутвердых материалов. Применение УЗО с частотой менее 23 кГц не приводит к повышению свойств стали. После обработки ультразвуком с частотой более 25 кГц происходит снижение пластичности и наблюдается охрупчивание стали.

Эффективность применения данного изобретения показано на следующих вариантах способа обработки.

Способ обработки №1. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,04 C, 13,0 Cr, 6,8 Ni, 2,0 Ti, 0,7 Al, 0,2 Mn, 0,17 Si, 0,1 Cu, 0,003 S, 0,01 P, Σ Cr+Ni=19,8; Σ Ti+Al=2,7 (остальное - железо и неизбежные примеси), выплавляли вакуумно-индукционным способом, проводили гомогенизацию и зачистку слитков, слитки ковали при температуре 1050-950°C на пруток квадратного сечения. Пруток квадрат 12 мм подвергали закалке от 1000°C на воздухе, проводили деформацию с помощью прокатки при температуре жидкого азота -196°C 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 210°C в течение 1 ч, проводили высокотемпературный отпуск при температуре 500°C в течение 2 ч, образцы подвергали ультразвуковой обработке (УЗО) с рабочей частотой f=23 кГц. В табл.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 табл.2, п.1.

Способ обработки №2. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,15 C, 16,0 Cr, 10,5 Ni, 0,7 Ti, 1,8 Al, 0,2 Mn, 0,15 Si, 0,1 Cu, 0,01 S, 0,01 P, Σ Cr+Ni=26,5; Σ Ti+Al=2,5 (остальное - железо и неизбежные примеси), выплавляли вакуумно-индукционным способом, проводили гомогенизацию и зачистку слитков, слитки ковали при температуре 1050-950°C на пруток квадратного сечения. Пруток квадрат 12 мм подвергали закалке от 1000°C на воздухе, проводили деформацию с помощью прокатки при температуре жидкого азота -196°C за три прохода (в три стадии) с суммарной степенью деформации ε=70% (с 12 мм до 4,2 мм), после каждого прохода осуществляли низкий отпуск при температуре 250°C в течение 1 ч, проводили высокотемпературный отпуск при температуре 520°C в течение 2 ч, образцы подвергали ультразвуковой обработке (УЗО) с рабочей частотой f=25 кГц. Результаты испытания образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу с помощью прокатки и ультразвуковой обработки, приведены в табл.2, п.2.

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

Электронно-микроскопическое исследование предложенной стали показало, что после деформации в структуре аустенита, имеющего фрагменты до 100 нм, наблюдаются также нанокристаллы мартенсита размером до 60 нм в длину и до 30 нм по толщине, а после высокотемпературного отпуска при 500°C, 2 ч - дополнительно и интерметаллидные нанофазы Ni₃Ti и 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 твердости 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 табл.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°C (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. Приведенные данные показывают, что уровень внутренних микронапряжений изменяется незначительно. Об этом свидетельствует ширина рентгеновских интерференционных линий аустенита и мартенсита: β(222) γ-фазы и β(220) α-фазы.

Проведено сравнение механических и магнитных свойств предложенной стали и стали, обработанной по прототипу и имеющей соответствующий химический состав, который включает закалку от 1050°C, деформацию методом прокатки при температуре жидкого азота в 2 стадии до 8=50%, отпуск при 200°C, 1 ч и при 530°C, 2 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 магнитную жесткость и остаточную магнитную индукцию стали: в частности, коэрцитивная сила H_C и остаточная магнитная индукция B_r увеличиваются на 20-30% при сохранении удовлетворительной пластичности. Обработка по предлагаемому способу увеличивает эксплуатационную надежность и ресурс деталей и изделий.