Тема работы: «Влияниекристаллографической текстуры на анизотропию физико-механических свойствдеформированных полуфабрикатов из сплавов на основе титана»
Содержание
Введение
Глава 1.Аустенитные коррозионно-стойкие стали
1.1 Способыполучения аустенитной структуры
1.2Коррозионно-стойкие(нержавеющие) стали
Глава 2.Азотсодержащие коррозионно-стойкие стали
Глава 3.Технология производства аустенитных коррозионно-стойких сталей
3.1 Выплавкааустенитных коррозионно-стойких сталей
3.2 Выплавкаазотсодержащих аустенитных коррозионно-стойких сталей
3.3 Термомеханическаяобработка аустенитных коррозионно-стойких сталей
3.4 Термомеханическаяобработка азотсодержащих аустенитных коррозионно-стойких сталей
3.5Термообработка аустенитных азотсодержащих коррозионно-стойких сталей
Глава 4.Свойства аустенитных азотсодержащих коррозионно-стойких сталей
Выводы
Списокиспользованной литературы
Введение
Прогнозы показывают что, несмотря на тенденцию к сокращениюдоли сплавов на основе железа в общем объеме конструкционных материалов, вобозримом будущем мировое производство стали сохранится на уровне несколькихсотен миллионов тонн. Будут значительно возрастать требования к качеству сталейвсех типов. Увеличится доля легированных (нержавеющих) сталей, и, следовательно,обострится проблема рационального использования легирующих элементов. Среди них,прежде всего, следует отметить азот, доступный практически в неограниченныхколичествах. Применение азота для легирования сталей, безусловно, являетсяодной из первостепенных проблем в материаловедении. Использование азота каклегирующего элемента в легированных сталях позволяет не только повыситьмеханические и коррозионные свойства, но и экономить дорогие и дефицитныеникель, марганец, молибден и вольфрам. [1]
Для изготовления сталей легированныхазотом в спецэлектрометаллургии широко используется метод электрошлаковогопереплава металлических электродов в водоохлаждаемую изложницу (кристаллизатор).Металлические электроды выплавляются в открытых электродуговых печах. ЭШПхарактеризуется высокими технико-экономическими показателями процесса.Небольшое удорожание металла компенсируется его весьма высоким качеством,недостижимым для металла обычной выплавки, а также полным устранением брака. Кчислу достоинств электрошлакового слитка следует отнести химическую,структурную однородность слитка и получаемых из него проката, поковок илиштамповок. В отличие от обычного слитка он практически свободен от ликвациидаже таких сильноликвирующих элементов, как углерод, сера, фосфор.
Даже в литом виде электрошлаковыйметалл обладает большей плотностью, чем деформированный открытой выплавки. Впроцессе ЭШП в стали резко снижается содержание неметаллических включений, впервую очередь серы, кислорода. Для электрошлакового металла характерно весьмаравномерное распределение неметаллических и избыточных фаз, например, нитридов,карбонитридов, боридов, интерметаллидов.
Химически и структурно гомогенный электрошлаковый металлзначительно лучше сваривается, чем неоднородный по составу и строению металлоткрытой выплавки. Металл, полученный электрошлаковым переплавом менее склоненк хрупкому разрушению в сравнении с металлом открытой выплавки, изделия,изготовленные из него, значительно долговечнее и надежнее в эксплуатации, чеманалогичные изделия из металла открытой выплавки. [2]
Глава 1. Аустенитные коррозионно-стойкие стали
аустенитный азотсодержащий коррозионный сталь
Аустенит – твердый раствор углерода или азота в γ-Fe. В ГЦК решетке в центре имеется порадиаметром 0,102нм. В этой поре атом углерода может поместиться, вызываянекоторое увеличение размера решетки γ-Fe.
/>
Рис. 1 Твердый раствор внедрения: а- кристаллическая решеткапри полном заполнении всех пор; б- кристаллическая решетка аустенита
Кристаллическую структуру аустенита можно себе представитькак г.ц.к. решетку, состоящую из атомов железа, в которую внедрены меньшегоразмера атомы углерода. Если бы все свободные места (поры) в г.ц.к решетке былизаняты углеродом, то это состояние характеризовала бы схема, изображенная нарис 1, а. Но так как атом углерода больше размеров поры, то при попадании его врешетку железа последняя искажается, и остальные поры становятся недопустимымидля других атомов углерода. На рис. 1, б показано строение элементарной ячейкиаустенита, вкоторой растворен один атом углерода.
Параметр решетки аустенита прикомнатной температуре равен 0,286 нм, а безуглеродистого Feγ 0,356 нм. Эта величина условна, таккак безуглеродистое γ-железо при комнатной температуре не существует, авеличина эта определяется методом экстраполяции.
Параметр решетки, как известно, зависит от температуры и от наличиярастворенных атомов. Известен параметр решетки аустенита при комнатнойтемпературе в сталях с содержанием углерода свыше 0,6—0,7 % (рис. 2, а) и параметррешетки чистого γ-железа, но при высоких температурах (рис.2, б).
/>
Рис. 2. Параметр решетки аустенита: а – влияние углерода; б –влияние температуры
Экстраполяция кривых на нулевое содержание углерода (рис. 2, а)или на комнатную температуру (см. рис. 2, б) приводит к значению 0,356 нм.
Аустенит – одна из структурных составляющихжелезоуглеродистых сплавов, твердый раствор углерода и легирующих элементов вжелезе. В углеродистых сталях и чугунах аустенит устойчив выше 7230С.В железоуглеродистых сплавах, содержащих Ni, Mn, Cr, аустенит может полностьюсохраняться до комнатной температуры.
Аустенитная сталь является наиболее широко распространеннымтипом нержавеющей стали. Основным преимуществом сталей аустенитного классаявляются их высокие служебные характеристики (прочность, пластичность,коррозионная стойкость в большинстве рабочих сред) и хорошая технологичность.Поэтому аустенитные коррозионностойкие стали нашли широкое применение вкачестве конструкционного материала в различных отраслях машиностроения. Кданному классу относятся, стали 300 серии. [3]
1.1 Способы получения аустенитной структуры
Химический состав сталей должен исключать возможностьобразования в рабочих условиях δ-феррита, мартенсита и другихферромагнитных фаз. Этому требованию могут удовлетворять аустенитные композициина основе систем Fe-Mn, Fe-Cr-Mn, Fe-Cr-Ni и Fe-Mn-Ni.
В системе Fe-Mn при содержании Mn до 10% даже после закалки от 11000Собразуется α-мартенсит. При дальнейшем увеличении степени легированностистали марганцем количество α-фазы уменьшается, но увеличивается количествонемагнитной ε-фазы с гексагональной кристаллической решеткой
/>
Рис. 3. Изменение фазового состава Fe-Mn-сплавов взависимости от содержания марганца
Дополнительное легирование Fe-Mn сплавов, какправило снижает количество и температуру ε-фазы и повышает стабильностьаустенита. Наиболее эффективное влияние на уменьшение количества ε-фазы иснижение температуры γ → ε- превращения оказывает углерод.Влияние углерода на устойчивость аустенита увеличивается с увеличениемсодержания марганца.
Верхний предел концентрации углерода ограничивают, исходя изнеобходимости обеспечить хорошую обрабатываемость резанием, прочность,пластичность, вязкость и определенную коррозионную стойкость металла.
В дисперсионно твердеющих сталях с карбидным упрочнениемстабильность аустенита может быть повышена в результате обедненияγ-твердого раствора углеродом при выделении в процессе старения карбидныхчастиц. Повышение стабильности аустенита стареющих марганцевых сталейдостигается легированием дополнительными элементами, например Ni.
Ni, как и Mn,образует с γ-железом твердые растворы замещения. Никель очень эффективныйаустенитообразующий элемент. Если в Mn-Ni сплаве содержится не менее 10%марганца, то аустенит при охлаждении превращается непосредственно вα-мартенсит и ε-фаза не образуется. Увеличение в таких сплавахконцентрации Mn более 10% приводит к γ →ε → α превращению, которое подавляется при содержании никеля неменее 12%. Область существования α-фазы и ε-мартенсита сужается приувеличении концентрации марганца и замыкается при содержании марганца более28%. Получение полностью аустенитной структуры экономно легированных никелем(не белее 10%) Mn-Ni сталей достигается при содержаниимарганца более 17%. Однако в сталях с содержанием хрома выше 15-17% (взависимости от режима термообработки) и 2%Ni нельзя получить однородную аустенитную структуру присодержании Mn более 5% (при 0,1% С), но такаяструктура неустойчива при процессе длительного старения. Хром используется впромышленности как аустенитостабилизирующий элемент. Стабильный при повышенныхтемпературах аустенит можно сохранить при комнатных температурах только приопределенном соотношении хрома и марганца в системе Fe-Cr-Mn.
/>
Рис. 4. Структурная диаграмма нержавеющих сталей
Важнейшим аустенитообразующим элементом является азот. Азот подобноуглероду расширяет γ-область и образуя твердые растворы внедрения,упрочняет аустенит, но в противоположность углероду азот не ухудшаеткоррозионной стойкости сталей. Кроме того, может наступить дополнительноупрочнение за счет выделения избыточных карбонитридных и нитридных фаз,затрудняющих движение дислокаций. Азот расширяет γ-область хромоникелевыхсталей, содержащих около 0,12% углерода, в сторону больших концентраций хрома.
/>
Рис. 5 Фрагменты диаграмм состояния систем
Fe-C(а), Fe-N (б) и Fe-C, Fe-N(в).
Большое сходство имеют диаграммысостояния систем «железо — углерод» и «железо — азот» (рис 5 а, б, в). На этихдиаграммах видно наличие эвтектоидных превращений соответственно при 7380Си 5920С. Эти превращения обусловливают сходство в структурах,формирующихся в результате термической обработки. Более низкая температураэвтектоидного превращения у железо-азотистых сплавов обуславливает возможностьполучения более дисперсных фаз, составляющих металлографическую структуру.Нельзя не отметить также, что предельная растворимость азота как в γ -,так и в α -железе выше, чем углерода.
Можно отметить основные различиямежду поведением этих элементов в твёрдых растворах сплавов на основе железа,которые и определяют различия во влиянии азота и углерода на физико-химическиесвойства этих сплавов:
1. Атомный и ионный радиусы у азотаменьше, чем у углерода
(/>),
2, d-электронный заряд на железе углерод увеличивает, а азотуменьшает, ослабляя тем самым ковалентную составляющую межатомной связи,
3, При температурах выше -400°С коэффициент диффузии азотаменьше чем углерода.
4. Азот в кристаллической решеткежелеза проявляет тенденцию к упорядочению, тогда как углерод склонен ккластерообразованню.
5. В связи с наличием сильныхмежатомных связей между хромом и азотом проявляется тенденция к равномерномураспределению в кристаллической решетке железа также и хрома — основного легирующегоэлемента в нержавеющих сталях.
6. Энергия взаимодействия азота сдислокациями выше, чем углерода.
7. Азот понижает энергию дефектов упаковки в кристаллическойрешетке железа, тогда как углерод её повышает, уменьшая тем самым способность кдеформационному упрочнению. [1]
Азот оказывает сильное воздействие на структуру сталей. Сповышением содержания азота от 0,25 до 0,45% непрерывно возрастает количествохрома, которое можно допускать в стали для сохранения аустенитной структуры,стабильной до 12600С.
Используя сильное стабилизирующее действие углерода и азотана аустенит целесообразно в немагнитных хромомарганцевых сталях по возможностизаменять никель углеродом, азотом и Mn, что позволит сэкономить никель и увеличит комплекс физико-механическихсвойств металла.
В малоуглеродистых сталях между температурой аустенизации иколичеством δ-феррита, образовавшегося в сталях содержащих около 13% марганцаи в разной степени легированных С, N, Cr с повышением температуры количествоδ-феррита увеличивается. Однако в высокоуглеродистых сталях наблюдается обратнаякартина: с повышением температуры нагрева количество δ-ферритауменьшается. Это объясняется тем, что малоуглеродистые стали содержат небольшоеколичество карбидов и они переходят в раствор при сравнительно низкойтемпературе. С увеличением содержания углерода карбидные выделения переходят втвердый раствор, соответственно при более высоких температурах, в результатетвердый раствор дополнительно обогащается углеродом и хромом. Углерод каксильный γ-образующий элемент способствует увеличению количествааустенитной составляющей, несмотря на противоположную тенденцию хрома.
Избежать появления δ-феррита можно путем дальнейшегоувеличения в сталях концентрации углерода и азота. Минимальное количествоуглерода и азота, потребное для обеспечения аустенитной структуры, линейновозрастает с увеличением содержания хрома.
Присутствие карбидов полезно в том случае, когда они тормозятрост зерен и способствуют упрочнению стали. Углерод значительно сильнее, чемазот, влияет на изменение роста зерна при нагреве. Упрочняющее действие такихэлементов внедрения как углерод и азот приблизительно одинаково и намногоэффективнее, чем упрочнение, вызываемое хромом и марганцем, образующими твердыерастворы замещения. [4]
1.2 Коррозионно-стойкие (нержавеющие) стали
Нержавеющими сталями называют большуюгруппу хромистых, хромо-никелевых и хромо-марганцово-никелевых сталей с содержаниемсвыше 12% Сr, сохраняющих при воздействииатмосферы светлый металлический блеск, т. е. нержавеющие свойства. Хромповышает коррозионную стойкость сталей также и в других средах, преимущественноокислительных, что широко используется при изготовлении химической аппаратуры,и в частности аппаратуры для производства азотной кислоты.
Чем выше содержание хрома в стали,тем выше их коррозионная стойкость в атмосферных условиях и ряде коррозионныхсред.
Кроме хрома, в стали вводят никель,марганец, углерод, молибден, вольфрам, ниобий и другие элементы для придания имспециальных свойств (повышенной коррозионной стойкости в агрессивных средах,более высоких механических свойств при высоких температурах, определенныхфизических свойств) и структуры.
/>
Рис. 6. Типичная микроструктуранержавеющей стали: а- аустенитного класса(аустенит), ×200; б- переходногокласса(аустенит-мартенсит), ×500
Стали аустенитно-мартенситного классав настоящее время применяются во многих областях промышленности.
Подавление эвтектоидного распадаγ → αи снижение температуры мартенситного превращения(точки Ms)в результате присадкиаустенитообразующих элементов (никеля, марганца, азота, углерода и частично хрома)приводит к образованию сталей аустенито-мартенситного класса и соответствующемуизменению свойств. При нагреве сталей этого класса до высоких температур онистановятся полностью аустенитными. При быстром охлаждении стали полностьюсохраняют аустенитную структуру или частично распадаются на мартенсит, чтозависит от точки (Ms).
Количество превращенного аустенита вмартенсит тем больше, чем медленнее охлаждение и чем ниже температураохлаждения. Превращение γ → α (Мα) протекает вэтих сталях не полностью и с большой инерцией.
Механические и физические свойстваэтих сталей зависят от количества аустенита, превращенного в мартенсит, и рядадополнительных процессов, связанных с образованием интерметаллидных иликарбидных фаз, оказывающих дополнительное влияние на упрочнение.
Стабильные и требуемые свойства,химические составы подбирают таким образом, чтобы превращение γ →α (Мα) происходило при комнатных или при несколькопониженных температурах. [5]
Введение достаточного количестваникеля в 18 %-ную хромистую сталь делает ее аустенитной, что обеспечиваетлучшие механические свойства, меньшую склонность к росту зерна, а также болеекоррозионностойкой и не хладноломкой.
Нержавеющие стали с 18% Сr и 10 % Ni получили наиболее, широкое распространение в машиностроении,в изделиях широкого потребления, а также в архитектуре и скульптуре.
Представление об условии образованияфаз в нержавеющих хромоникелевых сплавах дает система Fe—Сr—Ni.
На рис. 7 приведен горизонтальныйразрез при 650 °С системы Fe—Сr—Ni (сплошныелинии). Однофазные γиα-области разделены двухфазной γ+α. При содержании хрома более20 % появляется α-фаза (химическое соединение FeCr). Положение двухфазной области γ+α зависитот температуры. С понижением температуры ниже 650 °С областьγ+α уходит вправо и ее крайнее положение при 20 °С показанопунктирными линиями, закончившимися в точках с и g, апри повышении температуры область уходит влево и ее крайнее положение при1100°С показывает пунктирные линии, заканчивающиеся в точках a, d.
/>
Рис. 7. Железный угол системы Fe-Cr-Ni. Сплошные линии- изотермический разрезпри 650 °С
Отсюда следует, что сплавы, лежащиениже линии abc, имеют полную γ/>α -перекристаллизациюсо структурой феррита при комнатной температуре. Между линиями abc и defg заключены полуферритные (или полуаустенитные) сплавы счастичным γ/>α -превращением.Сплавы, лежащие левее линии be — ферритные, а правееfg — аустенитные, которые будемрассматривать.
Сплав 18-9 изображен на той системеточкой. Нетрудно видеть, что для получения при 18 % Сr аустенитной структуры обязательно должно быть 9 % Ni; с уменьшением содержания никелясплав становится двухфазным во всем интервале температур, в том числе и при комнатнойтемпературе. Увеличение хрома (сверх 18 % при 9 % Ni) приведетк тем же последствиям. При содержании хрома менее 14— 15 % в структурепоявляется α-фаза, при температурах ниже 650 °С образование α-фазыпротекает по мартенситному механизму.
В нержавеющих хромоникелевых сталяхнаряду с основной аустенитной γ -фазой может встречаться α-фаза вследующих модификациях: α-фаза, образующаяся в результате выделения изжидкости или из аустенита при высоких (выше 600—700 °С) температурах; α’-фаза,образующаяся из аустенита при низких (ниже 600 °С) температурах по мартенситномумеханизму и, наконец, α"-фаза, так называемый мартенсит деформации,при пластической деформации аустенита ниже некоторой температуры точки MD.
Структурное состояние сплавов 18 % Сr и 8—15 % Ni в зависимости от колебания состава может быть устойчивым инеустойчивым. Пластическое деформирование при низкой температуре может вызватьв некоторых случаях образование так называемого гексагонального ε-мартенсита(промежуточное состояние), который затем может перейти в обычный α-мартенсит.
Аустенитные стали с 18 % Сr и 8—10 % Ni структурно неустойчивы, охлаждение его в областиотрицательных температур или пластическая деформация при комнатной температуревызовут образование мартенсита. В сплаве с 18 % Сr и 10—12 % Niобразование мартенсита можно вызвать лишь деформацией при температурах ниже 0°С, сплавы же с 18 % Сr иболее 14 % Ni обладают стабильным аустенитом; ниохлаждение, ни деформация при низких температурах не вызовут образования α-фазы.
Промышленные хромоникелевые стали,естественно, не являются чистыми Fe—Cr—Ni сплавами, а содержат примеси. Эти примеси, растворяясь восновных фазах (γ и α) влияют на условия равновесия и на кинетику γ/>α -превращения. Еслиже примеси образуют новые фазы, например карбиды, нитриды, интерметаллиды идр., то они могут существенно изменить свойства стали, хотя их влияние наγ/>α -превращение в этомслучае менее значительно. [3]
Глава 2. Азотсодержащие коррозионно-стойкие стали
Азот в небольших количествахприсутствует в стали в виде примеси, попадая в нее при плавке из атмосферы ишихты. Ранее влиянию примеси азота на свойства стали не придавалось значения.Однако, как показывает опыт, этим пренебрегать нельзя, особенно в отношениивысоколегированных хромистых и хромоникелевых сталей, выплавляемых в дуговых электропечах.Так как азот, как аустенитообразующий элемент в 20—30 раз действует сильнее,чем никель, то небольшие его количества (около 0,06%) уже достаточны для измененияструктуры.
Присадка азота к ферритным хромистымсталям способствует появлению при высоких температурах двухфазной областиаустенит + феррит и превращению аустенита в мартенсит, что отрицательносказывается на механических свойствах сталей при комнатных температурах.
Присадка азота к полуферритным сталямтипа XI7 повышает способность стали к превращению γ → α (вернееγ → Мα) с полным исчезновением ферритной фазы. Сталис 12—16% Сr и до 0,2% Сс присадкой до0,2% N полностью закаливаются на мартенсит и после отпуска при 150—200° Собладают более высокой прочностью и ударной вязкостью, чем стали без азота.
Азот часто используется приазотировании, а также как легирующий элемент в качестве заменителя никеля вхромистых и хромоникелевых сталях.
В первом случае азот, насыщаяповерхность железа или легированных сталей, сообщает им высокую поверхностнуютвердость, связанную с образованием высокодисперсных выделений нитридовразличного типа.
/>
Рис. 8. Влияние азота в системежелезо-хром на расширение γ-области: 1- без азота; 2- с азотом
Отмечается большая разница во влиянииазота на свойства низколегированных сталей и высоколегированных нержавеющих ижаростойких. В высоколегированных сталях он обладает значительнойрастворимостью и образует стойкие нитриды, особенно в присутствии титана,ниобия и некоторых других элементов. Растворимость азота в расплавленныхжелезохромоникелевых сплавах зависит от содержания хрома и никеля. Хром способствуетповышению растворимости азота в его сплавах с железом, а никель— понижениюрастворимости. Растворимость азота уменьшается с понижением температуры. [5]
Присадка азота к хромистым ихромоникелевым сталям действует аналогично углероду и никелю, способствуярасширению γ -области.
Cамая большая сложность для полученияв железном сплаве большого количества азота заключается в том, что призатвердевании происходит резкое снижение растворимости азота в стали, в интервале температуркристаллизации, которая обычно происходит через образование высокотемпературноймодификации железа — δ-фазы — с кристаллической решеткойобъемно-центрированного куба, в которой растворимость азота низкая.Растворимость азота резко снижается при достижении температуры эвтектоидногопревращения с образованием низкотемпературной модификация железа (α-фаза), хотя и в α-железе при температуре эвтектоидного превращениярастворяется почти в пять раз больше азота, чем углерода. С помощью легированиярастворимость азота можно повысить, выбрав составы стали, в которых вообще небудет образовываться высокотемпературное δ-железо. При этом кристаллизацияиз жидкой фазы будет происходить с образованием γ-фазы, сгранецентрированной кубической решеткой, в которой растворимость азота весьмавысока.
При переохлаждении γ-фазы как ууглеродистых, так и у азотистых сплавов железа может происходить бездиффузионнаяперестройка гранецентрированной кубической кристаллической решётки γ-фазыв α-фазу, пересыщенную азотом, или углеродом. При этом имеют местотетрагональные искажения кристаллической решетки α-железа.
С увеличением содержания азотаувеличиваются тетрагональные искажения в α-железе, которое образуется по мартенситнойреакции при охлаждении γ-железа
Азот, при равном с углеродомсодержании, в железных сплавах обеспечивает высокую технологическуюпластичность и повышенное значение предела текучести (очень важнойхарактеристики конструкционных материалов), повышает способность к деформационному упрочнению, исущественно увеличивает способность сопротивляться распространению трещин впроцессе разрушения, циклическую прочность, износостойкость и коррозионнуюстойкость.
Стали, легированные азотомподразделяют на два типа: с равновесным и «сверхравновесным» содержанием азота.Стали с равновесным содержанием азота, получают в условиях кристаллизации навоздухе при обычном давлении азота. Если давление азота над расплавом былоповышенным, или был использован один из методов твердофазного азотирования,получают стали с так называемым «сверхравновесным» азотом.
Основным легирующим элементом дляазотсодержащих нержавеющих сталей является хром. Уровень прочности истабильности аустенита по отношению к γ→α превращению такихсталей прямо зависит от концентрации азота в γ-твердом растворе. Взависимости от химического состава сплава азот может находиться γ-твердомрастворе и в нитридах. При 1250°С в сплаве, содержащем около 18% Сr и более 0,3% N, азот может находиться в γ-твердомрастворе. При последующем охлаждении азотистый аустенит может претерпевать двафазовых превращения: первое (при температурах около 800°С) — диффузионное, собразованием феррита и нитридов хрома, и второе (при температурах ниже 500°С) — бездиффузионное, с образованием мартенсита. Величина энергии активациивысокотемпературного превращения азотистого аустенита существенно больше, чемэнергия активации диффузии азота в аустените или феррите. Она соизмерима сэнергией активации диффузии хрома в α- или γ-железе, или самодиффузиижелеза.
У сплавов с содержанием хрома около18-24%, а азота — более 0,8% при быстром охлаждении до комнатной температурыможет быть получена однофазная аустенитная структура.
Характерной особенностью немагнитныхсталей с высоким содержанием азота является их высокая упрочняемость прихолодном пластическом деформировании, обусловленная низким уровнем энергиидефектов упаковки аустенита. Существенным недостатком таких сталей является их склонность квыделению при 500-900°С нитридов хрома по схеме прерывистого распада. Этопроявление нестабильности аустенита выражено тем более резко, чем большестепень пересыщения аустенита азотом. Прерывистый распад аустенита,пересыщенного азотом, происходит с образованием пластинчатых колоний типа«аустенит с равновесным содержанием азота — нитрид типа Cr2N с гексагональной плотноупакованной кристаллическойрешеткой». Это приводит к неоднородности механических свойств деталей, имеющихбольшие площади сечения, и значительному снижению пластичности и ударнойвязкости, а также к ухудшению свариваемости стали. Устранение отрицательноговлияния прерывистого распада на механические свойства стали может бытьдостигнуто:
— легированием ванадием, обеспечивающим смену прерывистогораспада γ5 → γ + Cr2N на непрерывныйраспад γs→ γ + VN (γs — пересыщенный азотом аустенит);
— термопластической обработкой, изменяющей форму и характерраспределения частиц Cr2N и формирующей структуру типа «микродуплекс»;
— горячим пластическим деформированием с окончанием притемпературе, превышающей температуру начала реакции прерывистого распада, нонедостаточной для развития собирательной рекристаллизации аустенита;
— гранульной технологией, обеспечивающей измельчение колонийγ + VN в гранулах, полученных при быстромохлаждении.
Характерной особенностью структурывысокоазотистых аустенитных сталей является формирование в результате горячей прокатки при 1000-1100°Сс суммарной степенью обжатия 60-70% развитой полигональной структуры (среднийразмер полигонов 0,6 мкм), сохраняющейся в процессе последующего нагрева при 650°С.При образовании такой структуры у высокоазотистой стали достигается сочетаниевысокой прочности с высокой пластичностью и ударной вязкостью. [1]
Недостатком сплавов с высокимсодержанием азота является сложность производства и сварки. Во время сваркитакой стали азот будет выделяться из сварного шва вследствие чего лист сталибудет содержать иметь разный химический состав по всей площади. Это можетпривести к сильному ухудшению коррозионных свойств.
Чем выше содержание азота вхромоникелевой стали, тем меньше требуется никеля, чтобы сделать стальполностью аустенитной. Например, 18%-ная хромистая сталь, содержащая около0,15% N и 0,10% С, будет полностью аустенитной, если к ней добавить 5,5% Ni а в 25%-ную хромистую сталь безазота надо ввести около 14% Ni.
Введение 0,15% N заменяет от 2 до 4% Ni, а 0,25% N — от 2,5 до 6% Ni.
Присадка азота к хромоникелевой сталитипа 18-8 повышает устойчивость аустенита при холодной деформации, при этомпредел прочности (σв) у стали типа 18-8 с азотом с изменениемстепени холодной деформации лежит ниже, чем у стали типа 18-8 без азота.
Для получения чисто аустенитнойструктуры у стали с 23% Cr безазота при том же содержании углерода требуется ~13% Ni.
Хромоникельазотистые аустенитныестали типа 23-4 имеют более высокие прочностные (σв и σ0,2)и несколько меньшие пластические свойства по сравнению с хромоникелевымисталями типа 18-8.
Повышение прочности аустенитныхсталей при введении азота связано со значительными статическими искажениямикристаллической решетки и искажениями кристаллической решетки и изменениями еготонкой кристаллической структуры. С увеличением концентрации азота вγ-твердом увеличивается параметр кристаллической решетки, наблюдаетсятенденция к измельчению блоков мозаичной структуры повышению уровнямикроскольжений. По сравнению с немагнитными сталями, легированными углеродом,высокоазотистые стали имеют лучшее сочетание прочности и пластичности после горячейдеформации и последующего высокотемпературного нагрева.
Максимальное количество азота,которое целесообразно вводить в сталь, зависит от его растворимости в аустенитемолибден, марганец, тантал, хром, ниобии повышает растворимость, а медь,кобальт, никель, углерод понижает растворимость азота в железных сплавах. Приразработке высокопрочных немагнитных высокоазотистых нержавеющих сталей дляувеличения содержания в них азота наиболее широко используют хром и марганецпредельная концентрация азота в Fe-Cr-Mn- расплавах с 25% хрома и 20% марганца может достигнуть1,26%. [6]
Легирование коррозионностойкихаустенитных сталей азотом в количествах до 0,3% оказывает положительное влияниена структуру и свойства их сварных швов. Азот измельчает первичную структурусварных швов и повышает стойкость таких сталей против образования горячихтрещин и межкристаллитной коррозии. С увеличением содержания азота до 0,3% вхромоникелевых сталях прочность сварных соединений возрастает принезначительном снижении пластичности. Комплексное легирование азотсодержащихсталей марганцем и молибденом приводит к повышению стойкости сварных швов иобразованию горячих трещин. Значительное повышение прочности сварных соединенийза счет увеличения содержания азота более 0,3% и введения ванадия в аустенитныхсталях возможно при ограниченном содержании никеля и других элементов.Последние снижают растворимость азота в аустените, и из-за этого практическинеизбежно охрупчивание таких сталей в результате выделения в процессе сварного термического циклаазота, вызывающего пористость в металле сварного шва, и большого количестванитридов хрома и ванадия. [7]
Глава 3. Технология производства аустенитныхкоррозионно-стойких сталей
3.1 Выплавка аустенитных коррозионно-стойких сталей
Для выплавки нержавеющей стали используются открытыеэлектродуговые печи (ЭДП). Принцип ЭДП основан на преобразовании электрическойэнергии в тепловую, в электрической дуге, являющейся одной из форм разряда вгазовой фазе. В сравнительно малом объеме дуги при таком разряде можносконцентрировать большие мощности и получить очень высокие(
/>
Рис. 9. Схема дуговой электропечи прямого нагрева 1-электроды; 2- жидкая ванна после расплавления шихты; 3- футеровка; 4- выпускноеотверстие с желобом; 5- рабочее окно; 6- механизм качания
Различают два варианта технологии процесса производствалегированной стали, связанные с использованием углеродистой шихты или легированныхотходов. В первом варианте необходимо проведение окислительного периода дляудаления углерода, фосфора, кремния и других элементов. Недостатком этоговарианта является потеря ряда легирующих элементов, если они содержатся вшихтовых материалах.
Второй вариант технологии проводят без окислительногопериода, поэтому, поэтому легирующие элементы в значительной степенисохраняются в металле, а расход ферросплавов при этом снижается. Такой варианттехнологии называют переплавом легированных отходов. Продолжительность этогопроцесса меньше чем плавки на углеродистой шихте, вследствие этогопроизводительность плавильного агрегата выше, а удельный расход электроэнергииниже, чем при проведении процесса по первому варианту. Недостатком этоговарианта является невозможность удаления фосфора из металла и отсутствиекипения ванны. Для осуществления такой технологии требуется шихта с низкимсодержанием фосфора и принудительное перемешивание металла продувкойгазообразным кислородом. При этом частичное окисление железа, кремния,углерода, протекающее с выделением тепла способствует прогреву металла.Выделяющийся монооксид углерода способствует перемешиванию и следовательнодегазации металла. Такой вариант технологии называется плавкой с частичнымокислением примесей металла.
Вакуумно-дуговой переплав относится котносительно новым способам получения высококачественных сталей. Отличительнойчертой вакуумно-дуговых печей (ВДП) является отсутствие источников загрязненияметалла (атмосферы, шлака и футеровки), хорошие условия удалениянеметаллических включений газов и примесей цветных металлов, а такженаправленная кристаллизация, обеспечивающая получение плотного слитка.
Общие особенности переплава ввакуумных дуговых печах и основы их расчета изложены в монографии.
Рассмотрим особенности выплавкинержавеющих сталей в ВДП. Обычно плавку ведут при остаточном давлении1,33—0,133 н/м2 (10~2— 10~3 мм рт. ст.). Емкостьпечи для производства слитков нержавеющих сталей не ограничивают. В качестверасходуемых электродов применяют катаные, кованые и литые штанги, которые передустановкой на печь подвергают торцовке и обдирке (зачистке на абразивныхстанках). Диаметр электрода примерно на 100 мм меньше диаметра кристаллизатора, при этом зазор между электродом и стенкой кристаллизатора должен быть большедлины дуги, которая составляет 15—30 мм.
Наибольшее влияние на физико-химические процессы, качествометалла, а также технико-экономические показатели плавки оказывает сила тока.
Температура жидкой ванны при плавке в ВДП обычно ненамногопревышает точку ликвидуса переплавляемой стали. При повышении силы тока в двараза наблюдается небольшое повышение температуры металла. С увеличением силытока и вводимой мощности возрастает скорость наплавления. Превышение силы токасверх оптимальной ведет к ухудшению рафинировочных процессов на торце электродаи в жидкой ванне, а также к ухудшению структуры слитка (возникновениюликвационных дефектов, увеличению глубины усадки и т. п.).
Влияние силы тока на механическиесвойства нержавеющей стали и макроструктуры не обнаружено. После переплава присиле тока 4,5 кА содержание газов и неметаллических включений было минимальным,увеличился выход годного металла на 2— 3%, но при этом по сравнению сповышенным токовым режимом усилилось развитие послойной кристаллизации.Опробован дифференцированный режим переплава нержавеющих сталей с постепеннымснижением по ходу плавки силы тока и напряжения, обеспечивающий хорошиетехнико-экономические и качественные показатели. Этот режим оказался весьмаэффективным для сталей, не склонных к ликвационным явлениям при кристаллизации.Изучалось распределение цветных примесей, неметаллических включений и газов повысоте и сечению слитков нержавеющей стали открытой, электрошлаковой ивакуумно-дуговой плавок. Вакуумный дуговой переплав обеспечивает существенноеснижение содержания в металле цветных металлов, газов и неметаллическихвключений и в этом отношении имеет преимущества перед способом ЭШП.
При переплаве сталей с повышеннымсодержанием марганца наблюдается частая ионизация в плавильном пространстве,нарушается стабильность горения дуг, увеличивается «корона». Содержание другихэлементов при ВДП практически не меняется. Снижение загрязненности нержавеющихсталей после ВДП, наличие плотного однородного слитка позволяют существенноповысить служебные свойства металла. Так, например, относительное удлинениенержавеющей стали типа 2Х11НМВФ увеличивается после ВДП с 2 до 18%, а сужениепоперечного сечения — с 1,2 до 32,5%.
Преимуществом металла, выплавленногов ВДП, является однородность свойств по сечению изделия. Высокая плотностьстали в больших сечениях позволяет исключить течь из систем в условиях большихдавлений и натекание в условиях глубокого вакуума.
После выплавки в ВДП повышается изотропность металла.Нержавеющие стали, выплавленные ВДП, широко используются в авиационной технике,атомной теплоэнергетике, приборостроении и других важных отраслях. Среди новыхрафинирующих переплавов электрошлаковый переплав (ЭШП) получил наибольшееразвитие благодаря несложности необходимого оборудования и высокому качествупереплавленного металла при относительно небольших затратах на переделе.Значительно развита технология переплава, широко внедрено производство литыхрасходуемых электродов, расширился сортамент переплавляемой стали. Направленнаякристаллизация слитка в сочетании с рафинированием металла шлаком позволилиповысить такие качественные характеристики стали, как плотность и однородностьструктуры, чистота по неметаллическим включениям и газам, пластическиесвойства, особенно в поперечном направлении и др.
/>
Рис. 9. Схема установки электрошлаковогопереплава: 1- расходуемый электрод из переплавляемого металла; 2-водоохлаждаемый кристаллизатор; 3- расплавленный шлак; 4- жидкая ваннапереплавленного металла; 5- направляемый слиток металла
Для переплава нержавеющих ижаропрочных сталей применяют флюс системы CaF2 — А1203. Переплав сталей,легированных титаном, бором, ванадием, производят под шлаком с пониженнымсодержанием глинозема или на чистом CaF2.При переплаве низкоуглеродистых нержавеющих сталей (менее 0,02% С) даже присодержании во флюсе 0,03% С в металле после ЭШП наблюдается рост углерода на0,002% (с 0,018 до 0,020%). При производстве крупных слитков нержавеющих сталейнеобходимо ограничивать скорость наплавления с целью обеспечения минимальнойликвации при кристаллизации и исключения образования поверхностных дефектов(заливин) на слитках.
В настоящее время накопленодостаточно данных о влиянии ЭШП на качество нержавеющих сталей. Макроструктураслитков ЭШП характеризуется высокой плотностью и однородностью, что,естественно, обеспечивает высокое качество деформированного металла даже при малыхстепенях деформации. Наличие послойной кристаллизации в структуре не являетсябраковочным признаком и отражает прерывистый характер кристаллизации.Проведенные нами исследования подтвердили высокое качество металла с послойнойкристаллизацией. Для слитка ЭШП характерно очень равномерное и дисперсноераспределение второй фазы, например, первичного феррита, боридной или карбиднойэвтектики в аустенитной основе.
Плотность заготовки из стали Х18Н9ТШсоставляет 7,921 г/см3, а этой же исходной стали 7,825 г/см3.
Плотная структура слитков ЭШПхарактерна и для таких сталей, которые склонны к образованию осевых дефектов(трещин) в обычных слитках. Однако следует отметить, что с переходом кпроизводству крупных слитков,(более 10 т) необходимо особенно тщательно разрабатыватьи соблюдать технологию ЭШП, ибо вследствие увеличения теплового сопротивленияпри кристаллизации могут возникать ликвационные явления. Поэтому важнообеспечить осевую или радиально-осевую направленность кристаллов, чтодостигается в первую очередь регулированием скорости наплавления металла.
Отсутствие поверхностных и внутреннихдефектов в слитке, повышение его однородности и плотности благоприятносказываются на качестве макроструктуры деформированного металла. В металле ЭШПотсутствуют такие дефекты, как «ликвационный квадрат», «паукообразный растрав»,краевые загрязнения и интеркристаллитные трещины и многие другие, характерныедля металла из обычных слитков. Полностью устраняется брак по внутреннимдефектам, выявленным при ультразвуковом контроле.
При электрошлаковом переплавезначительно снижается загрязненность металла неметаллическими включениями иполностью устраняются скопления включений, являющихся источником макродефектов(волосовин, загрязнений в изломе и т. п.).
Одним из важных преимуществ металлаЭШП перед другими переплавами является значительная десульфурация металла иуменьшение сульфидных включений. В тесной связи с рафинированием металла отвключений находится и снижение содержания газов: кислорода и водорода.Эффективность процесса ЭШП во многом зависит от технологии и особенно конечногораскисления исходного металла, а также состава флюса, скорости наплавления инекоторых других параметров ЭШП.
При разработке технологии ЭШПнеобходимо учитывать и корректировать технологию выплавки исходного металла.
Электрошлаковый металл имеет болеевысокие значения относительного удлинения и сужения, ударной вязкости, вособенности в поперечных образцах. Последнее обеспечивает значительноеуменьшение анизотропии механических свойств.
Аналогичные данные получены прикратковременных испытаниях механических свойств при повышенных температурах.Для электрошлакового металла в то же время характерно небольшое снижениепрочностных свойств. Электрошлаковый металл имеет более высокую горячуюпластичность и шире интервал температур удовлетворительной пластичности, чтосвязано с повышением чистоты и гомогенности металла.
Одновременно необходимо отметить, чтовследствие большей чистоты и гомогенности электрошлаковый металл склонен кросту зерна в большей степени, чем электродуговой. Это следует учитывать приразработке режимов нагрева металла под деформацию, а также условий егоохлаждения после деформации.
Существенно увеличивается длительнаяпрочность металла после ЭШП. Переплав стали, обеспечивая повышение ее чистотыпо включениям и газам, снижение серы, улучшает свариваемость. Институтэлектросварки им. Е. О. Патона на основании обширных исследований показалперспективность применения процесса ЭШП для улучшения свариваемости трубныхнержавеющих сталей, используемых в тепло- и атомной энергетике. ЭШП такжезначительно улучшает полируемость нержавеющих сталей. Важным преимуществом ЭШПявляется сохранение физико-механических свойств для нержавеющих сталейпереходного класса.
В последние годы большое распространение получают комплексныеметоды получения высококачественных сталей, в которых используются сразудва-три переплава. В ряде случаев сталь выплавляют методом ВИП с последующимЭШП или ВДП. Плавка в индукционных вакуумных печах обеспечивает глубокуюдегазацию и высокую степень раскисления в результате электромагнитногоперемешивания и длительного воздействия вакуума. Новые методы плавки и ихсочетания позволяют резко повысить металлургическое качество нержавеющихсталей, использовать новые композиции легирующих элементов и практически решитьвсе задачи, которые ставят машиностроители перед металлургами. [8]
3.2 Выплавка аустенитных азотсодержащих коррозионно-стойкихсталей
Использование азота в качестве легирующего элемента широкоизвестно и реализуется различными производителями для получения стали,предназначенной для работы в сложных условиях. Однако механизм ввода азота всталь в сравнении с механизмом ввода других легирующих элементов имеет рядспецифических особенностей и до сих пор представляет значительный интерес сточки зрения изучения закономерностей поведения азота и разработки относительнодешевого способа производства стали с гарантированным уровнем содержания азота.
Применение электрошлакового переплава приводит к получениюслитков, в значительной степени лишенных сегрегаций легирующих элементов,ликваций и других дефектов макроструктуры. Это ведет к тому, что по прочности иударной вязкости сталь ЭШП имеет заметное преимущество перед сталью открытойвыплавки при сохранении высоких пластических характеристик.
Для получения в стали азота на уровне 0,30-0,50%обязательно ее легирование большим количеством элементов, повышающихрастворимость азота в жидком и твердом растворах, а именно – хромом, марганцем,ванадием и ниобием. Одновременно, с той же целью, сталь должна содержатьминимально необходимое количество никеля, меди, кремния и других элементов,снижающих растворимость азота.
К последней группе относится также углерод, необходимостьснижения которого до минимальных значений связана не только с его отрицательнымвлиянием на растворимость азота в стали, но и с обеспечением высокойкоррозионной стойкости и благоприятной структуры металла.
При разработке технологии производства коррозионно-стойкихазотсодержащих сталей, особое внимание должно быть обращено на следующиеосновные положения процесса выплавки и разливки металла:
— выбор шихтовых материалов и легирующих элементов и раскислителей;
— проведение окислительного периода и температурного режима сучетом введения большого количества присадок для обеспечения заданного химическогосостава, в том числе по содержанию углерода и азота;
— рафинировка и шлаковый режим;
— порядок ввода легирующих элементов для обеспечениямаксимального усвоения азота из азотированных материалов.
При выплавке стали в завалку необходимо использовать толькоуглеродистые отходы известного химического состава, обеспечивающие низкую массовуюдолю цветных и вредных примесей. Все легирующие элементы и раскислители должныиметь сертификаты качества и строго им соответствовать. Известь должна быть свежеобожженной.
Для обеспечения лучшего усвоения и уменьшения временирафинировки феррониобий, феррохром и металлический марганец нужно присаживать впечь в прокаленном виде.
Учитывая низкое содержание углерода и фосфора в готовойстали, необходимо использовать металлический марганец Mn 965 с содержаниемуглерода не более 0,10%, и феррохром содержанием фосфора не более 0,02%, атакже использовать для легирования металла азотом азотированный феррохром ссодержанием азота не менее 6%.
По расплавлению металла необходимо производить продувку металлакислородом. В процессе продувки необходимо окислить не менее 0,4% углерода.Окислительный период необходимо заканчивать при содержании углерода не более0,02% и фосфора не более 0,008%.
Окислительный шлак необходимо скачивать до появления зеркаламеталла.
Температура металла в конце окислительного периода должнабыть не ниже 1640°C.
После скачивания окислительного шлака также необходимо провестипредварительное раскисление металла кусковым алюминием на штангах в количестве1,5-2,0 кг/т и кусковым 75 % ферросилицием из расчета введения кремния на0,40-0,50% без учета угара и навести рафинировочный шлак смесью свежеобожженнойизвести, плавикового шпата и шамота. После проплавления шлаковой смеси надо производитьприсадку дробленого феррохрома в несколько приемов в прокаленном виде (докрасного свечения). По расплавлению последней порции феррохрома надо скачатьшлак и навести новой шлаковой смесью из свежеобожженной извести и плавиковогошпата в соотношении 4:1.
После проплавления шлаковой смеси присадить металлическиймарганец в несколько приемов.
Феррониобий и феррованадий присаживать после ферромарганца непозднее, чем за 10 минут до выплавки.
Азотсодержащие материалы для лучшего усвоения азотаприсаживать в несколько приемов при температуре металла не более 1580°C. Окончательное раскисление сталипроизводить кальцийсодержащими материалами. Температура металла в ковше передразливкой 1490-1520оС.
Сифонную разливку проводить с максимальной скоростью вкрашеные изложницы с защитой струи металла аргоном. Слитки передавать на ковкугорячим садом.
Выплавку стали производят в электродуговой печи. Шихтовкуплавки составляют с использованием отходов, химический состав которых долженбыть обеспечивать ориентировочную расчетную массовую долю хрома перед продувкойметалла кислородом 5-6% и чистого железа, обеспечивающего низкую массовую долюсеры и фосфора в металле.
После продувки металл раскисляют присадкой кускового алюминия2-3 кг/т, а шлак порошком алюминия до разжижения, и присаживают расчетноеколичество хрома и феррониобия (никель-ниобиевой лигатуры).
Для предотвращения науглероживания металла в процессепроплавления феррохрома, его присадку производят отдельными порциями в 2-3приема.
После расплавления последней порции феррохрома шлакскачивают, раскисляют металл металлическим кальцием и алюминием и присаживаютазотированный марганец и азотированный феррохром на ориентировочное содержание1,0-1,2% азота. [9]
3.3 Термомеханическая обработка аустенитныхкоррозионно-стойких сталей
Для удаления поверхностных дефектовиспользуются три вида ремонта: а) обдирка поверхности слитков на токарныхстанках; б) полная или выборочная местная зачистка поверхности слитков спомощью абразивных станков; в) огневая зачистка поверхности слитков с помощьюспециального резака.
Обдирку поверхности слитковпроизводят при наличии массовых дефектов глубиной до 10—15 мм. Этот методпозволяет надежно удалять большинство дефектов и получать качественнуюповерхность проката. Недостатком метода является перевод большого количестваметалла в стружку, низкая производительность токарных станков (даже приоборудовании их несколькими резцами).
Однако для некоторыхтрещиночувствительных сталей обдирка является единственно приемлемым способомремонта слитков. Зачистка поверхности слитков на абразивных станках позволяетпроизводить удаление отдельных дефектов и благодаря этому сокращать затратытруда и металла. Зачистке следует подвергать некоторые прочные маркинержавеющих сталей. Для слитков, предназначенных для прокатки или продольнойковки, глубина зачистки дефектов допускается до 20—50 мм (в зависимости отсечения) с развалом 1:6. Для кузнечных слитков, которые подвергаются осадке,глубина выточек ограничивается до 30 мм при развале 1:10.
Весьма часто сочетают обдирку натокарных станках с последующей абразивной зачисткой оставшихся поверхностныхдефектов либо обдирку наиболее пораженной дефектами зоны и местную зачисткудефектов в остальной части слитка.
Огневой зачистке обычно подвергаюткрупные листовые слитки нержавеющей стали, глубина дефектов у которых более 5 мм, и их общая площадь занимает более 1/3 грани. Такую зачистку осуществляют на специальныхоткрытых участках с помощью газовых резаков.
Для развития высокой температуры взоне реза металла к головке резака по питательным штангам подводят природныйгаз и кислород (около 99% О), а также порошковую смесь: на два объема порошкасилико-кальция один объем порошка ПАМ-4. При сгорании в кислороде порошка ПАМ-4(50% А1 и 50% Mg) развивается температура около2500°С, что обеспечивает плавление тугоплавких элементов, входящих в составнержавеющей стали.
Отрицательным моментом в абразивной иогневой зачистке металла является получение немобильных отходов металла спотерей ценных легирующих элементов.
Как правило, нержавеющие сталиобладают пониженной пластичностью, т.е. пониженной способностью деформироватьсябез разрушения. Пластичность стали зависит от ее природы, характеранапряженного состояния при деформации, а также температурных и скоростныхусловий деформации.
Наибольшее влияние на горячуюпластичность оказывает химический состав стали, определяющий ее свойства ифазовый состав при деформации. Образование избыточных фаз различного состава,находящихся в металле в виде включений, прослоек и пленок, существеннозатрудняет протекание процесса пластической деформации. В этой связи влияет иликвация химического, а следовательно, и фазового состава металла в слитке.
Выбор оптимального химическогосостава стали даже в пределах марки, подавление процесса ликвации при разливке,диффузионное выравнивание состава при термообработке или нагреве под прокаткуявляются существенными условиями повышения пластичности металла. К природестали следует также отнести ее микросостав: с одной стороны, наличие вредныхэлементов— цветных металлов: свинца, цинка, висмута, сурьмы, олова, мышьяка идр; с другой — наличие поверхностно активных элементов в определенных дозах:бора, кальция, магния, церия и других РЗЭ.
Микросостав стали определяетсясоставом шихтовых материалов, методом и технологией выплавки, составомфутеровки печи и оказывает существенное влияние на поведение металла придеформации. Например, если удаление ряда цветных металлов при вакуумном дуговоми электроннолучевом переплавах положительно сказывается на уровне пластичности,то испарение магния может привести к ухудшению способности к деформации.
Большое влияние на пластичность оказывают температурно-скоростныеусловия, при которых осуществляется деформация металла. В большинстве случаев сповышением температуры пластичность металла возрастает, сопротивлениедеформации уменьшается, повышается производительность станов. В связи с этимобычно стремятся деформировать металл при более высоких температурах.
Однако для нержавеющих сталей привыборе температуры нагрева и деформации следует учитывать не только опасностьпережога, но и фазовое состояние металла, рост зерна и т. п. факторы,существенно влияющие на горячую пластичность и свойства прокатанной стали.
Повышенным сопротивлением деформацииобладают стали с наибольшей легированностью аустенита, особенно содержащиеинтерметаллидные соединения и карбиды вольфрама и молибдена.
Сопротивление деформации зависит оттемпературы: и с понижением оно увеличивается. Верхний предел температурыдеформации определяется температурой перегрева и пережога стали, которая на100—200 град ниже температуры плавления стали, и кривой пластичности стали.Если сталь обладает высокой температурой начала рекристаллизации, тоограничивают и температуру конца прокатки (ковки). Она должна быть вышетемпературы рекристаллизации, так как при снижении температуры происходитупрочнение стали рост сопротивления деформации.
Для многих нержавеющих сталейнеобходимо производить деформацию в узком интервале температур, но при этомнежелательно применять малые обжатия по проходам, так как большое числопроходов ведет к ухудшению качества металла.
Станы для прокатки нержавеющих сталейдолжны учитывать эти особенности и иметь повышенные прочность и мощностьдвигателя: контрольно-измерительная аппаратура должна обеспечить высокуюточность температурного режима нагрева. [7]
3.4 Термомеханическая обработка аустенитных азотсодержащихкоррозионно-стойких сталей
Введение в коррозионно-стойкиеаустенитные стали большого количества азота, который превосходит по упрочняющейи аустенитнообразующей способности другие легирующие элементы, позволяетсоздать новые немагнитные сплавы с высокими механическими свойствами исопротивлением коррозии. Такие сплавы не содержат других (кроме азота)γ-стабилизаторов (Ni, Мn, Сu, Со), а также дорогих и дефицитных легирующих добавок,входящих в состав традиционных аустенитных коррозионно-стойких сталей (Mo, W, Nb или Ti). Например, сплавы, содержащие 21 -24 % Сr и 1,0 — 1,4 % N после нагрева дотемпературы, достаточной для растворения нитридов хрома в γ-твердомрастворе, и охлаждения в воде обладают сочетанием высокой прочности (σ02=850-900 МПа), пластичности (δ=25-30%, ψ=35-40 %) и износостойкости.По абразивной износостойкости эти сплавы в 2 — 3 раза превосходят известнуюсталь 110Г13Л, а по стойкости против межкристаллитной коррозии — сталь типа08Х18Н10Т
Существенным недостаткомвысокоазотистых Fe-Сr-N-сплавов, как и известных сплавов систем Fe-Cr-Mn-N, Fe-Cr-Ni-N и Fe-Cr-Mn-Ni-N, является их склонность к выделениюнитридов хрома при температурах 500-900°С по механизму прерывистого распада.Это проявление нестабильности аустенита выражено тем более резко, чем вышестепень пересыщения γ-твердого раствора азотом. Прерывистый распад такоготвердого раствора с высоким содержанием никеля и марганца происходит собразованием перлитоподобных колоний, состоящих из аустенита с равновеснымсодержание азота и пластинчатых частиц нитрида хрома типа Cr2N. В Fe-Сr-N-сплавах пересыщенный азоте аустенит или мартенсит приуказанных выше температурах распадается с образованием ферритно-нитриднойструктуры.
Развитие прерывистого распада ввысокоазотистых сплавах приводит к неоднородности механических свойств деталей,имеющих большие сечения, также к значительному снижению одновременно прочности,пластичности, вязкости, коррозионной стойкости и ухудшению свариваемости.Способы устранения отрицательного влияния прерывистого распада на эти свойстварассмотрены в работе. Наиболее эффективным из них является проведение холоднойпластической деформации со значительными степенями обжатия (не менее 50 %),создающей высокую плотность дефектов кристаллического строения и, как следствиеэтого, изменение формы характера распределения нитридных частиц, формирующихсяпри последующих термических воздействиях. Холодная пластическая деформация Fe-Сr-Mn-N- или Fe-Сr-Ni-Мn-N-сплавов методамипрокатки, волочения или гидроэкструзии с суммарной степенью обжатия 60 — 80 %обеспечивает повышение их прочности (до σв =2000-3000 МПа взависимости от конечных размеров сечения образцов или изделий).
Другим возможным способом устраненияпрерывистого распада высокоазотистых сплавов является горячая пластическаядеформация (при прокатке суммарная степень обжатия не менее 80 %) с окончаниемпри температурах, несколько превышают; температуру начала прерывистого распада,но не достаточных для развития процесса собирательной рекристаллизацииаустенита. При горячей пластической деформации Fe-Сr-Мn-N- или Fe-Сr-Ni-Мn-N-сплавов (содержащих 0,6-1,0% N) прокаткой при 1000- 1100 °С ссуммарным обжатием 70 % формируется фрагментированная структура (с размеромячеек 0,4-0,7 мкм), обеспечивающая сочетание высокой прочности (σ0,2=800-1000МПа), пластичности (δ=30-50%), и ударной вязкости (KCU= 0,8-1,4 МДж/м2). [11]
Лист толщиной 20мм, полученный из «огарка» (часть электродане подвергшийся ЭШП) имел предел текучести 560-770МПа и ударную вязкость113-135Дж/см2, а лист 20 мм (ЭШП) имел предел текучести787-918МПа иударную вязкость 172-215Дж/см2.
3.5 Термообработка аустенитных азотсодержащихкоррозионно-стойких сталей
Термическая обработка нержавеющихсталей аустенитного класса сравнительно проста и заключается в закалке в воде с1050—1100°С. Фактически это отжиг на гомогенизацию (гомогенизационный отжиг) сохлаждением в воде – аустенитизация.
/>
Рис. 10. Схема закалки нержавеющей стали
Нагрев до этих температур вызываетрастворение карбидов хрома (М23С6), а быстрое охлаждениефиксирует состояние пересыщенного твердого раствора. Медленное охлаждениенедопустимо, так как при этом, как и при отпуске, возможно выделение карбидов,приводящее к ухудшению пластичности и коррозионной стойкости. Кроме того, при закалкепроисходят рекристаллизационные процессы, устраняющие последствия пластическойдеформации, которой часто подвергаются нержавеющие аустенитные стали.
Механические свойства аустенитных нержавеющихсталей в закаленном (смягченном) состоянии характеризуются низким значениемпредела текучести, невысокой прочностью и очень высокой пластичностью.
Очевидно, что этот способ упрочненияприменим лишь для так видов изделий, как тонкий лист или лента, проволока и т.п. [7]
Изменяя режимы термической обработкивысокоазотистых хромистых сталей, можно влиять на фазовые и структурныепревращения при нагреве и охлаждении сталей и как следствие на их свойства.Фазовые превращения, происходящие при нагреве сталей с аустенитной структурой,связаны с образованием нитридов, начинающимися при ~500°С (зонная стадия) изаканчивающимися при ~730°С (стадия выделений). Нитриды, обеспечивающие высокуютвердость стали, весьма дисперсны и имеют вид тонких реек. Коагуляция нитридовпри 700-800°С приводит к резкому снижению твердости. После выдержки при 950-1050°С твердостьзакаленных сталей достигает величины, близкой к твердости закаленнойвысокоуглеродистой стали с 0,6-1,0% С.
В процессе охлаждения (его скорость внаших экспериментах составляла 120°С/мин.) сталей происходит γ→α-превращения по двум механизмам:
— диффузионному (при 680°С), сраспадом обедненного азотом аустенита на феррит с крупными зернамиполиэдрической формы и нитриды хрома;
— мартенситному, с образованиемпластинчатого мартенсита из обедненного азотом аустенита.
При повышении температуры нагревапредварительно закаленных сталей температура начала мартенситного превращенияснижается. Например, для стали, содержащей 18% хрома и 0,9% азота, посленагрева до 900, 1100 и выше 1150°С γ→α превращение помартенситному механизму протекает при температурах 305, 110°С и ниже комнатнойсоответственно. Чем выше температура нагрева под закалку, тем большееколичество нитридов растворяется, что приводит к уменьшению количества α-фазы и понижению твердости. [5]
Термическая обработка листа толщиной 10мм показалавозможность снятия избыточного наклепа и повышения ударной вязкости. Полученныезначения предела текучести и ударной вязкости составили соответственно670-770Мпа (вместо 920-990МПа до термической обработки) и 280-325Дж/см2(вместо 135-160Дж/см2 до термической обработки).
Радикальный способ упрочненияаустенитных сталей — холодный наклеп; при деформации порядка 80—90 % пределтекучести достигает 980—1170 МПа, а предел прочности 1170—1370 МПа присохранении достаточно высокой пластичности. [7]
Глава 4. Свойства аустенитных азотсодержащихкоррозионно-стойких сталей
В настоящее время в химическойпромышленности находят применение хромоникелевые стали типа 18-12 и 20-20(иногда легированные 2—3% Мо) с крайне низким содержанием углерода — не более0,03% (в отдельных случаях не более 0,02%). Эти стали не склонны кмежкристаллитной коррозии в ряде весьма агрессивных сред и их не требуетсястабилизировать титаном или ниобием. Однако из-за малого содержания углерода иповышенной склонности к рекристаллизации такие стали обладают пониженнымпределом текучести в сравнении с классическими нержавеющими сталями, имеющими и без того невысокий предел текучести. С цельюповышения прочностных свойств малоуглеродистых нержавеющих сталей без ущербадля коррозионной стойкости их легируют азотом в небольших количествах, чтовызывает упрочнение за счет растворения азота в γ-твердомрастворе.
/>
Рис. 11. Влияние растворенного азотана предел текучести (σ0,2) стали.
/>
Рис. 12. Влияние азота намеханические свойства малоуглеродистых аустенитных сталей Cr-Ni, Cr-Ni-Mo и Cr-Ni-Mn-Mo сталей типа18-10, 18-14-3 и 20-12-10-3
Влияние азота, растворенного вγ-твердом растворе, на изменение механических свойств ряда хромоникелевых,Сr— Ni — Мо и Сr — Ni — Мn сталей иллюстрируют рис. 11 и 12, из рассмотрения которыхследует, что упрочнение пропорционально содержанию азота, растворенного встали. Для стали Х18Н10 при 0,02% С и 0,15% N предел текучести достигает 30 кГ/мм2.Количество растворенного азота в свою очередь тем больше, чем выше концентрацияхрома и марганца. Упрочнение, связанное с растворением азота в твердомрастворе, вызывает незначительное уменьшение пластичности и ударной вязкости аустенитныхсталей в отличие от дисперсионно-твердеющих сталей, в которых упрочнениесопровождается значительной потерей вязкости. В γ-твердом растворе стали00ХТ5НТ4АМЗ, закаленной после аустенитизации при температуре 1050°С, может бытьрастворено до 0,20% N, а в случаедополнительного легирования марганцем (сталь 00Х18Н12Г10АМЗ) в твердом растворерастворяется до 0,34% N. Следует, однако, учитывать, что растворимость азота втвердом растворе и в расплаве различна, поэтому фактическое содержание азота встали зависит от условий выплавки, разливки, кристаллизации слитка и другихфакторов.
Азот, находящийся в γ-твердом растворе низкоуглеродистыххромо-никелевых сталей типа 18-12, не ухудшает их общей коррозионной стойкостив кипящей 65%-ной HNO3 и не ухудшает поведения металлапосле провоцирующего отпуска в критическом интервале температур. Понижаясодержание углерода, можно достигнуть существенного улучшения коррозионнойстойкости стали с повышенными прочностными свойствами. Так, уменьшениесодержания углерода в стали 00Х18Н14АМЗ (0,18% N) с 0,047 до 0,015% приводит к увеличению, минимальноговремени до возникновения склонности к межкристаллитной коррозии с 30 мин до1000 ч при испытании по методу AM(рис. 13).
/>
Рис. 13. Результаты испытаний на межкристаллитную коррозиюхромоникельмолибденовых сталей с содержанием 0,015 и 0,047% С, а также сповышенным содержанием азота в кипящем растворе сульфата меди в серной кислоте:1 – коррозия отсутствует; 2 — коррозия на глубину до 0,05 мм; 3 — слабая коррозия; 4 — сильная коррозияСодержание, % C Si Mn Cr а 0,015 0,5 1,39 17,53 б 0,047 0,46 1,50 17,97 Ni Mo N а 13,97 2,87 0,182 б 14,97 2,81 0,184
На примере стали 00Х18Н14АМЗ можнотакже сделать вывод, что в небольших количествах азот не оказываетотрицательного влияния на поведение однофазной аустенитной стали в условияхкоррозии под напряжением в кипящем 42%-ном растворе хлористого магния. С учетомобласти разброса (рис. 14) предел длительной коррозионной прочности образцов с0,04 и 0,16% N практически одинаков.
/>
Рис. 14. Результаты испытаний накоррозионное растрескивание под напряжением Сr — Ni —Мо сталей с присадкой и без присадки азота в кипящем 42% -ном растворехлористого магния. Поверхность образцов электрополирована и пассивирована в 15%-ном растворе азотной кислоты в течение 1 ч при 40°С. Стрелкой отмеченопоявление отдельных надрывовСодержание, % C Si Mn Cr а 0,024 0,4 1,42 17,64 б 0,030 0,42 1,23 18,50 Ni Mo N а 14,40 2,98 0,04 б 14,07 2,97 0,16
В малоуглеродистой хромоникелевойстали, легированной азотом, наличие стабильной аустенитной структуры и отсутствиевторой фазы исключает опасность структурно-избирательной коррозии и делаетсталь не подверженной охрупчиванию при отпуске в интервале температур600—900°С. Подобные стали хорошо полируются в противоположность титансодержащим нержавеющим сталям, обработка которых затруднена из-за образованияскоплений или больших размеров карбонитридов.
Для сварки сталей, не подвергаемых дальнейшей термообработке,могут быть использованы аустенитные присадочные материалы из Сr — Ni—Мо сталей, а для сварки конструкций, подвергаемыхтермообработке, используют присадочный материал, содержащий примерно 0,03% С,18% Сr, 14% Ni, 10% Мn,2,5% Мо и 0,2% N. [6]
Выводы
На основе проведенного выше анализалитературы можно сделать вывод, что использование ЭШП эффективно для выплавкиазотсодержащих коррозионно-стойких аустенитных сталей. Свойства, получаемыепосле проведения ЭШП намного выше, чем после проведения только электродуговойплавки. Формируемый при ЭШП слиток, за счет направленной кристаллизации вводоохлаждаемом кристаллизаторе, обработке химически активным шлаком изатвердеванию в шлаковом гарнисаже, характеризуется высокой однородностьюструктуры, высокой плотностью, низким содержанием неметаллических включений,вредных примесей и гладкой поверхностью, не требующей дополнительноймеханической обработки. За счет однородной структуры, получаемой при ЭШП,получаем однофазную аустенитную структуру с низкой магнитопроницаемостью (μ≤ 1,01 Гс/Э). В сталях полученных электродуговой плавкой с последующейпрокаткой возможно большие включения ферритной составляющей (особенно принедостатке марганца). Макроструктура слитков ЭШП характеризуется высокойплотностью и однородностью, что, естественно, обеспечивает высокое качестводеформированного металла даже при малых степенях деформации.
Для слитка ЭШП характерно оченьравномерное и дисперсное распределение второй фазы, например, первичногоферрита, боридной или карбидной эвтектики в аустенитной основе.
Список использованной литературы
1. Банных О.А., Блинов В.М., Деркач Г.Г., Колесников А.Г.,Костина М.В., Петраков А.Ф., Семенов В.Н. Научные основы создания новогопоколения сталей и сплавов для эксплуатации в экстремальных условиях итехнологии их обработки. Москва 2000 г.
2. Б. Е. Патон, Б.И. Медовар, Г.А.Бойко. Электро-шлаковаятехнология. Общество «Знание» украинской ССР Киев – 1976 г.
3. Гуляев А. П. Металловедение. Москва «МЕТАЛЛУРГИЯ» 1986 г. 541 с.
4. О. А. Банных, В. М. Блинов. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ванадийсодержащиестали. Издательство «Наука», 1980г.
5. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. Государственноенаучно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии.Москва 1963 г. 600 с.
6. М. В. Приданцев,Н. П. Талов, Ф. Л. Левин Высокопрочные аустенитные стали. М.: изд.«Металлургия», 1969, с. 248.
7. Г.М. Бородулин, Е. И. Мошкевич. Нержавеющая сталь. Москва «МЕТАЛЛУРГИЯ»,1973г. 319с.
8. В. И. Коротич С.Г. Братчиков. Металлургия черных металлов.Москва «МЕТАЛЛУРГИЯ», 1987г. 239с.
9. Журнал Современная электрометаллургия №2 2008 г. А.Митчелл Кристаллизация металла в процессах переплава. с. 4-12.
10. Журнал Металловедение и термическая обработка металлов №1 2002 г. Костина М.В., В.М. Дымов., Банных О.А., Блинов В.М. Влияниепластической деформации на структуру и свойства высокоазотистых сплавов системыFe – Сr
11. Журнал Металловедение и термическая обработка металлов №7 2001 г. Костина М.В.,Банных О.А., Блинов В.М. Влияние пластической деформации и термическойобработки на структуру и упрочнение азотистой стали 0Х16АН4Б
12. А. Д. Крамаров. Производство стали в электропечах.Издательство «МЕТАЛЛУРГИЯ» Москва 1969 г. 350 с.
13. И. И. Новиков. Теория термической обработки металлов.Москва «МЕТАЛЛУРГИЯ» 1986 г. 479 с.