Разработка экономнолегированных коррозионно-стойких хромоникельазотистых сталей для высоконагруженных деталей

Создание экономнолегированных хромоникелевых сталей для изготовления деталей и конструкций, работающих в условиях одновременного воздействия высоких статических, циклических и динамических нагрузок и коррозионной среды, является актуальной задачей. Аустенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали имеют высокую пластичность, хорошо деформируются и свариваются. К существенным недостатком этих сталей можно отнести низкую прочность и высокую температуру старения (для дисперсионно-твердеющих сталей), что обуславливает значительное коробление деталей при охлаждении. Мартенситные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали обладают высокой прочностью и меньшим короблением деталей при термической обработке, т.к. температура старения у них ниже по сравнению с аустенитными сталями. Однако из-за пониженной пластичности они трудно деформируются при изготовлении изделий.

Мартенситно-аустенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали при оптимальном легировании могут обладать положительными качествами аустенитных и мартенситных сталей и не иметь их отрицательных качеств. Среди применяющихся таких углеродосодержащих и азотосодержащих сталей лучший комплекс механических и коррозионных свойств достигается у последних, т.к. углеродосодержащие стали имеют пониженную пластичность и коррозионную стойкость из-за выделения карбидов типа Сг2зСб по границам зерен. Наиболее широкое распространение из азотосодержащих мертенситно-аустенитных сталей получила высокопрочная сталь 1Х15Н5АМЗ (отечественная ВНС-5 и зарубежная АМ-350 и АМ-355). Однако эта сталь, содержащая углерод, особенно в крупных сечениях, имеет склонность к выделению карбидов хрома по границам зерен, что приводит к резкому снижению трещиностойкости при низких температурах (КСТ=5Дж/см) и сопротивления коррозионному растрескиванию в камере солевого тумана (сткр=300 МПа) [1]. Кроме того, в этой стали высокое содержание дефицитного молибдена. Одним из перспективных путей решения отмеченной проблемы является разработка экономнолегированных высокопрочных коррозионно-стойких азотосодержащих хромоникелевых сталей с мартенситно-аустенитной структурой, не содержащей карбидов, 5-феррита и а-фазы, снижающих пластичность и коррозионную стойкость. Структура и свойства этих деформированных сталей недостаточно изучена. Отсутствуют такие данные о сталях, выплавленных методом высокоградиентной направленной кристаллизации, который снижает пористость и ликвацию в лопатках из никелевых сплавов.

В связи с этим целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств в процессе нагрева, охлаждения и пластической деформации коррозионно-стойких хромоникельазотистых сталей и разработка на этой основе новых экономнолегированных сталей для высоконагруженных деталей.

Основные выводы.

1. Для получения у экономнолегированных хромоникельазотистых сталей повышенных характеристик прочности, пластичности и коррозионной стойкости исследованы структура и свойства сталей, химический состав которых обеспечивает формирование структуры с заданным количеством мартенсита (75−80%) и аустенита (25−10%), не содержащей 8-феррита, ст-фазы и карбидов хрома.

2. Методом высокотемпературной рентгенографии установлены температурные зависимости содержания, а и у-фаз, температурный интервал а-«у превращения (600−800°С) и температуры начала выделения (300°С) и конца растворения (1050°С) карбонитридов хрома в стали 08Х14АН4МДБ. Для стали 05X16АН5 методом ДТА при нагреве определены температуры начала и конца обратного а—>у превращения (470−680°С) и при охлаждении температупа начала мартенситного превращения (75°С).

3. Выявлены особенности структуры остаточного аустенита закаленной стали 08Х14АН4МДБ, который наблюдали в нескольких морфологических разновидностях: в виде тонких прослоек по границам а-кристаллов внутри пакетав виде достаточно широких, протяженных областей между а-кристаллами в пакете и на стыке пакетовв виде достаточно протяженных областей произвольной формы около границ бывших аустенитных зерен. Для субструктуры массивных областей остаточного аустенита характерно наличие высокой плотности нерасщепленных дислокаций и тонких протяженных двойников.

4. Установлены оптимальные режимы термической обработки сталей. Закалка от 1000 °C и отпуск при 400 °C обеспечивают у стали 05X16АН5 получение высоких характеристик прочности (ств=1530 МПа, ао, 2=1320 МПа) и пластичности (8=23%, |/=67%). Сталь 08Х14АН4МДБ что закалки от 1050 °C, обработки холодом при -70°С-Зчас. и отпуска при 500 °C имеет более высокую прочность (ав=1664 МПа, ст0>2=1466 МПа), но несколько пониженную пластичность (8=19%, |/=61%).

5. Установлено, что холодная прокатка с обжатием 50−60% обеспечивает максимальное упрочнение (ав=1830−2150 МПа) у исследованных сталей. Лучшее сочетание высокой прочности (ав=1750−1800 МПа, а0,2=1380−1400 МПа) и повышенной пластичности (5=20−23%, j/=50−58%) достигается у сталей после теплой прокатки при 300−500°С с обжатием около 60%.

6. Показано, что стали 05Х16АН5 и 08Х14АН4МДБ после всех изученных температур отпуска обладают высокой технологической пластичностью. При сжатии образцов со степенями обжатия 50, 60 и 70% трещины не образуются. Установлена предельная деформация до разрушения при различных температурах прокатки клиновых образцов за один проход, которая составляет при 20 °C — 30%, 400 °C — 75%, при 500−1000°С — без разрушения.

7. Установлено, что у исследованных сталей после закалки от 1050 °C и отпуска при 400, 500 и 600 °C скорость общей коррозии в 3,5% растворе NaCl уменьшается с увеличением выдержки до 600 часов. По сопротивлению коррозионному воздействию новые азотосодержащие стали превосходят сталь 08X18Н1 ОТ.

8. Установлено, что ВГНК по сравнению с традиционной технологией выплавки приводит к более однородному распределению легирующих элементов, уменьшению количества остаточного аустенита и отсутствию в структуре 5-феррита. Сталь 08Х14АН4МДБ, выплавленная методом ВГНК, после закалки от 1050 °C и отпуска при 500°С-2час. обладает высокой прочностью (ав=1444 МПа, <70,2=1202 МПа) и повышенной пластичностью (5=26%, j/=45%). Показана возможность использования высокопрочной стали 08Х14АН4МДБ для изготовления литых деталей, получаемых с применением метода ВГНК.

9. На ОАО «Нормаль» (г. Нижний Новгород) разработана и освоена технология изготовления из сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ широкой номенклатуры болтов и винтов с шестигранной, полукруглой и потайной головками, качества которых позволяют эксплуатировать их в различных изделиях авиационной, автомобильной и бытовой техники.

Заключение

.

Таким образом, анализ и обобщение литературных данных по структуре и свойствам коррозионно-стойких мартенситных и мартенситно-аустенитных сталей показал, что азотосодержащие мартенситно-аустенитные стали существенно превосходят не содержащие азота стали, у которых из-за наличия в структуре карбидов хрома низкая пластичность и коррозионная стойкость. Азотосодержащие хромоникелевые мартенситно-аустенитные стали после термической обработки могут иметь высокий уровень прочности и повышенной пластичности. Однако такие стали содержат высокое содержание дорогих и дефицитных элементов, таких как молибден, кобальт и никель. Для повышения надежности и долговечности высоконагруженных деталей и изделий, работающих в условиях одновременного воздействия циклических, динамических нагрузок и коррозионной среды, могут быть использованы экономнолегированные стали с заданным содержанием мартенсита и аустенита и не содержащие карбидов хрома, 5-феррита и о-фазы, снижающих пластичность и коррозионную стойкость. Уровень и сочетание механических, химических и технологических свойств таких сталей будет определяться не только количеством, но и формой, распределением мартенсита, аустенита и карбонитридных фаз. В литературе отсутствуют такие систематические данные по особенностям структуры и её влияния на свойства стали. Кроме того, отсутствуют данные по закономерностям формирования структуры и свойств в литых сталях, полученных методом высокоградиентной направленной кристаллизации, т.к. этот метод, позволяющий снизить пористость и ликвацию, был разработан для получения лопаток из никелевых сплавов.

В связи с этим в данной работе были поставлены следующие основные задачи:

• исследование фазовых превращений при нагреве, охлаждении и пластической деформации;

• установление закономерностей изменения структуры и свойств хромоникельазотистых сталей в зависимости от режимов термической и термопластической обработки;

• изучение закономерности формирования структуры и свойств стали, выплавленной методом высокоградиентной направленной кристаллизации;

• изучение на металле промышленной выплавки статической, циклической прочности и технологической пластичности новых сталей 05X16АН5 и 08Х14АН4МДБ;

• провести данные опытно-промышленное опробования новых сталей 05X16 АН5 и 08Х14АН4МДБ в качестве материала высоконагруженных деталей.

Глава 2. Материалы и методы исследования.

Анализ литературных данных показывает, что за основу разработки экономнолегированной стали с повышенной прочностью и пластичностью должна быть взята сталь типа Х15Н5Б, в которой углерод частично заменен азотом. Для максимально возможного упрочнения такой стали в процессе термической обработки при сохранении достаточной для практического использования пластичности суммарное содержание углерода и азота в ней должно быть повышено и введены добавки молибдена и меди и микродобавки ванадия и ниобия. Ниже приведено обоснование пределов легирования элементами, включенными в состав таких сталей.

Введение

в сталь не менее 14,0%Сг обусловлено обеспечением требуемой коррозионной стойкости и повышенной растворимости азота. При концентрации хрома более 16% и никеля менее 2−2,5% сталь будет иметь пониженную вязкость при отрицательных температурах из-за образования 5-феррита и повышенной температуры вязко-хрупкого перехода. Содержание 16% хрома в сталях позволяет получать равновесные содержания азота до ОД 3−0,15% даже при легировании стали 4−5% никеля, снижающего растворимость азота. Повышение содержания никеля более 6% в сталях, в связи с увеличением количества остаточного аустенита, способствует резкому снижению предела текучести. Предел прочности также чувствителен к изменению содержания никеля: при повышении его содержания от 5,5 до 8%> он снижается с 1350 до 950 МПа. Это связано с тем, что после достижения предела текучести при растяжении образуется меньшее количество мартенсита деформации, особенно при небольших степенях деформации. Снижение содержания никеля ниже 3% в стали с 16%Сг позволяет достичь равновесной концентрации азота 0,18−0,20.

Введение

в сталь типа Х16Н2 азота до 0,20% и углерода до 0,12% может обеспечить высокую прочность. При содержании углерода и азота более 0,12 и 0,20%, соответственно, трудно получить удовлетворительные показатели пластичности и ударной вязкости (из-за образования при тепловых выдержках большого количества карбидов хрома типа МгзСб и нитридов хрома типа M2N), а также трудно получить беспористый металл из-за # ограниченной растворимости азота в стали при кристаллизации.

Марганец в количестве 0,3−0,8% вводили в сталь для повышения растворимости азота и раскисления стали. При концентрации марганца более 0,8% и заданном содержании остальных легирующих элементов количество остаточного аустенита в стали может быть больше 30%, и как следствие меньше количество мартенсита, упрочняющего сталь.

Микролегирование стали ниобием и ванадием в количестве 0,05−0,1% обеспечивают получение мелкозернистой структуры. Увеличение их ф количества более 0,1%) будет приводить к снижению прочности из-за обеднения твердого раствора азотом и углеродом в результате образования карбонитридов ниобия.

Введение

в сталь около 1% молибдена позволяет достичь более равномерного распределения нитридной фазы (способствующей сдерживанию роста зерна при тепловых выдержках), повышает растворимость азота и стойкость металла сварного шва против образования горячих трещин, коррозионную стойкость.

Добавки меди в количестве 0,3−0,5% способствуют повышению коррозионной стойкости стали с содержанием хрома не более 14% и позволяют увеличить количество остаточного аустенита, необходимого для повышения вязкости стали.

Таким образом, в отсутствие ванадия, молибдена и меди при минимальном содержании углерода (0,03−0,05%) и содержании азота -0,13% за базовый состав выбрана сталь типа 0Х (14−16)АН5, а для стали с добавками молибдена и меди — сталь 1Х14Н4АМДБ. Состав этих сталей обеспечивает после закалки мартенситную структуру с 10−25% остаточного аустенита, не содержащих 5-феррита.

При расчетах фазового состава сталей использовали полуколичественную структурную диаграмму Я. М. Потака и Е. А. Сагалевич для малоуглеродистых коррозионно-стойких сталей (рис. 2.1), учитывающую ф влияние азота и всех выше перечисленных элементов на количество аустенита, мартенсита и феррита.

Для того, чтобы, изменяя количественное соотношение между остаточным аустенитом (уост) и мартенситом (М") в пределах 75-^95% Ма и 25-ь5%Уост> влиять на свойства мартенситных азотососодержащих сталей, получая сочетания высокой прочности и удовлетворительной пластичности, в рамках принятых для диаграммы Потака-Сагалевич ограничений необходимо иметь: — величину хромового эквивалента мартенситообразования СгэквМ = 20.

• - [%Сг + l, 5-%Ni + 0,7-%Si + 0,75-%Mn + КМ-(%С + %N) + 0,6-%Мо + 1,5-%V+ 0,2%Cu] в пределах от -4 до -9,5 (соответственно 5−25% уосфвеличину хромового эквивалента ферритообразования Сгэквф = %Crl, 5-%Ni + 2-%Si -0,75-%MnКФ (%С + %N) + %Мо + l, 5-%V+0,9%Nb -0,5%Cu, ниже 6 (в структуре в этом случае будет отсутствовать феррит).

Км = 30−35, Кф = 28−31 при %C+%N= 0,17 — 0,30.

Предел растворимости азота в сталях 0Х (14−16)АН5 и 1Х14Н4АМДБ рассчитывали с использованием параметров взаимодействия, полученных Фойхтингером: lg[N] = -lg[N]Fe — eNCr[Cr] - eNc[C] - eNMo[Mo] - eNv[V] - eNSi[Si] -Ф eNNi[Ni] - еы^СМп], где eNCr = -0,048- eNsi = +0,043- eNc = +0,118- eNMn = -0,024- eNMo -0,013- еыУ = -0,098- ец№ = +0,011. Расчет показал, что растворимость азота в этих сталях при максимальном содержании элементов, повышающих и понижающих ее, равна 0,21−0,26 и 0,15−0,21% соответственно.

Таким образом, выбраны составы сталей (масс.%): для стали, способной обеспечить предел текучести более 1300 МПа — С 0,03−0,07- N 0,11−0,18- Сг 14,0−15,0- Ni 4,8−5,8- Nb 0,03−0,08- Si 0,2−0,51- V 0,03−0,08- Fe и примесиостальное, а для стали с пределом текучести более 1500 МПа состав (мас.%): С 0,08−0,12- N 0,12−0,18- Сг 14,0−16,0- Ni 2,5−4,8- Mo 0,6−1,0- Mn 0,3−0,8- Си 0,3.

• 0,6- Nb 0,03−0,08- Si 0,2−0,5- Fe и примеси — остальное.

AvcmeHum.

0x1 а ню.

Аустенит + феррит.

—16 tS о xishth>MZ.

1X21HST.

1X15H.

Нартенсит * Феррит.

СГ3мв.

2Х1ЛН9.

X1SH9 о.

X18HW.

Х18Н9Т.

Спраы М (мартенсита).

ЭИ736 Х15И5Д2Т.

95% М.

3X13 о.

1Х12нгвмФ.

Мартенсит.

Па, км.

2X11.

0,25 (С* N) V.

0.05.

0,15.

— 6−4,-2−0 2 U 6 8 10 12 14 Crfieff Хромобый эквивалент ферритообразования — «/.Cr-1,5* %Ni+2* 'ASi-0,75* '/. Мп.

Рисунок 2.1 — Полуколичественная структурная диаграмма Я. М. Потака и Е. А. Сагалевич для деформируемых малоуглеродистых коррозионно-стойких сталей.

С учётом приведенного обоснования на ОАО Металлургический завод «Электросталь» были выплавлены стали состава, указанного в таблице 2.1.