CC BY
29
УДК 66.017:621.7
ВОЗМОЖНОСТИ УЛУЧШЕНИЯ ПЛАСТИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ КОРОЗИОННО-СТОЙКОЙ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ
МАХНЕВА Т.М.
Институт механики Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
АННОТАЦИЯ. На основе полученных закономерностей формирования структуры, фазового, химического состава и механических свойств излагаются причины нестабильности уровня ударной вязкости, технологической пластичности, факторы их вызывающие в штампованных полуфабрикатах и в холоднокатаных листах на примере хромоникелевой мартенситно-стареющей стали (08Х15Н5Д2Т) различной выплавки, и способы их устранения.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: мартенситно-стареющая сталь, аустенит, карбонитриды, ударная вязкость, хладноломкость, переплавы.
ВВЕДЕНИЕ
Высокопрочные коррозионно-стойкие (КС) стали с уровнем прочности 1250 - 1550 МПа были созданы на основе мартенситно-стареющих сталей (МС), в которых кобальт и никель заменены на хром. Обладая всеми достоинствами МС, они хорошо зарекомендовали себя в тяжело-нагруженных изделиях и являются перспективным материалом для широкой номенклатуры изделий. Однако использование их в изделиях сечением более 60 мм привело к увеличению склонности к хрупкому разрушению по ряду причин металлургического и технологического характера.
Как показал опыт изготовления крупногабаритных полуфабрикатов из стали 08Х15Н5Д2Т открытой выплавки и после переплавов (ЭШП, ВДП) [1], основными видами брака являются: охрупчивание после горячей деформации, нестабильный уровень ударной вязкости (КСи) после термоупрочняющей обработки (ТУО) в стали ЭШП и низкий - в стали ВДП на штампованных полуфабрикатах; коробоватость, низкие пластичность и выход годного на листе.
Цель работы - анализ влияния режимов термической и термомеханической обработки на структуру, фазовый состав и свойства в полуфабрикатах из мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Штамповки. С введением хрома в МС сталь термическая обработка полуфабрикатов из КС сталей значительно усложнилась по сравнению с классическими "шага§т§ 81ее1в": наряду с ТУО введены неоднократные предварительные отжиги, имеющие своей целью стабилизацию свойств и уменьшение склонности к замедленному разрушению.
Одной из вероятных причин хрупкости после горячей штамповки считалось наличие диффузионно-подвижного (ДП) водорода [1 - 4]. Как показали исследования [1 - 3], обезводороживание стали ЭШП в течение 50 ч при температурах 490^520 оС не всегда является эффективным из-за близости температур двухфазной (а+у)-области, в которой при выдержке образуется аустенит, способный аккумулировать ДП водород в присущих ГЦК решетке октапорах (рис. 1). При дальнейших обработках, выходя из октапор и образуя молекулу и макропоры, водород может являться причиной концентрации напряжений. Для особо ответственных изделий был рекомендован вакуумно-дуговой переплав (ВДП) исследуемой стали, что позволило снизить содержание ДП водорода и склонность к хрупкому разрушению, но не решило проблемы 40 % случаев несоответствия требованиям, предъявляемым по ударной вязкости.
25
20
н
X 15
Е
1- о 10
>
с 5
А
//г ^сг
540оС 520оС -Д—500оС 480оС
Рис. 1. Кинетика образования остаточного аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т ЭШП в интервале температур отжига
0 20 40 60
ВРЕМЯ,часы
Возможной причиной [5 - 7] снижения сопротивления хрупкому разрушению может быть выделение "сетки" из нитридных и карбонитридных фаз по границам зерен при охлаждении с температур горячей деформации 1250^1200 оС - "тепловая хрупкость" - и с температур закалки (1100 оС) - "карбидная хрупкость" [8]. Если критическая скорость охлаждения для карбидов составляет 27 о/мин и "сетка" металлографически разрешима и контролируема (рис. 1, верхний), то карбонитриды не видны в оптический микроскоп, так как представляют собой тонкие пленообразные выделения по границам первичных зерен аустенита (рис. 2, первичный раздробленный карбонитрид - Т1(С, К)).
В интервале температур 600^800 оС, используемом для предварительных отжигов, выделяются нитриды и карбиды на основе соединения Сг23С6, образуется аустенит различной устойчивости как результат обратного а®у-превращения [3, 9]. С ростом температуры количество аустенита увеличивается, но устойчивость его снижается, и при охлаждении он вновь превращается в мартенсит, что сопровождается значительными фазовыми напряжениями, которые, складываясь с напряжениями от выделения "сетки" карбидов или нитридов, могут усилить склонность к хрупкому разрушению.
х400
425 _
375
10"
10°
101
Рис. 3. Кинетика образования хромовых зон при старении в стали 08Х15Н5Д2Т
Проведенные исследования показали также, что с введением хрома, кроме выделения специальных карбидов и нитридов, появились новые факторы, способные снизить сопротивление стали хрупкому разрушению. Ими являются неоднородность твердого раствора по хрому [10] (рис. 3), дополнительные примеси внедрения (углерод, кислород с феррохромом и вредные), влияние которых можно проследить по смещению
х6000
Рис. 2. Карбидная "сетка" по границам зерен и карбонитрид титана Т1(С, N
температуры вязко-хрупкого перехода Т
кси
к0,5 '
которое является количественной
0
характеристикой склонности стали к хрупкому разрушению [11, 12]. Из рис. 4 видно, что самое значительное влияние оказывают температура старения и выделение упрочняющей е-фазы в интервале температур 400^450 оС. Влияние зон, богатых хромом (рис. 4, скобка 6),
отчетливо просматривается до 400 оС, а вклад их в смещение порога Ткси в интервале
Т к 0,5
400^475 оС выделить также можно через элементы внедрения, которых в ЭШП, как показал анализ химического состава, на порядок выше (табл. 1).
О
о §
£
ф
а
со
Б
0 со
1
со
о. ф
с §
£
475 450 425 400 375 350
/ "Ь
N
5 ё |3 )2
4 / / / У
/ У у л /
б/ у* У*
\ У
Рис. 4. Факторы, влияющие на положение порога хладноломкости стали 08Х15Н5Д2Т после закалки и старения: 1 - ЭШП; 2 - ВДП; 3 - ЭШП (N1=0,24 %); 4 - г-фаза; 5 - вредные примеси; 6 - ЭВ+Сг зоны. Скобки 4 - 6 -температурные интервалы выделения примесей, хромовых зон и е-фазы. Температура закалки 1000 оС
-150 -130 -110 -90 -70 -50 -30 -10 +10
Температура Т КС5 , °с
По результатам анализа химического состава также установлено (табл. 1), что содержание основных легирующих элементов в стали при ВДП практически не изменилось. Имеющееся отличие в содержании углерода и постоянных примесей находится в пределах марочного. Значительно различаются переплавы по содержанию титана, которого в стали ВДП в 2 раза выше. По содержанию вредных примесей переплавы различаются мало, установить их влияние требует проведения прецизионных исследований.
Таблица 1
Химический состав стали 08Х15Н5Д2Т
Способ переплава Содержание элемента, %
С Мп 8 Р 81 Сг N1 Си Т1 [О] [N1 [Н], см3/100 г
ЭШП 0,07 0,59 0,007 0,017 0,45 14,05 5,33 2,03 0,03 0,0034 0,032 3,8
ВДП 0,05 0,48 0,006 0,020 0,43 14,22 5,64 2,16 0,06 0,0017 0,011 1,67
Известно [13], что механические свойства закладываются уже на стадии выплавки. Сравнительная характеристика расплава стали двух переплавов показала различие в свойствах жидкого металла, которое также свидетельствует о различной газонасыщенности (табл. 1) и о более неравновесной структуре расплава стали ВДП (табл. 2). При этом наблюдается взаимосвязь теплофизических свойств расплава с уровнем ударной вязкости КСИ: высоким величинам кинематической вязкости и плотности расплава ЭШП соответствует ударная вязкость, превышающая в два раза её уровень, полученный на образцах из стали после ВДП (рис. 5). Причины различия свойств между переплавами исследуемой стали кроются в разнице структур ближнего порядка (табл. 2), обусловленной неравновесностью и неоднородностью стали в жидком состоянии [14], газонасыщенности, в частности, по элементам внедрения (ЭВ), и высоком титане - табл. 1 (выделено жирным и [15]).
п107, м2/с &103, кг/м3 КСи, МДж/м2
10,0 ---
ВДП ЭШП ВДП ЭШП ВДП ЭШП
Рис. 5. Сопоставление кинематической вязкости (п) и плотности (Я) расплава с уровнем ударной вязкости (КСи) стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов после старения
Таблица 2
Результаты рентгеновского исследования расплава стали 08Х15Н5Д2Т двух переплавов
№ п/п Положение максимума, 1-го 9, град Положение максимума, 1-го Б, А-1 Среднее расстояние межатомное Я, А
ЭШП ВДП ЭШП ВДП ЭШП ВДП
1 9,47 9,42 3,0 2,98 2,58 2,60
2 9,48 9,42 3,01 2,98 2,57 2,60
3 9,40 9,42 2,97 2,98 2,60 2,60
4 9,42 - 2,98 - 2,60 -
Подтверждением этому служит более низкое содержание остаточного аустенита в стали ВДП во всем температурном интервале нагревов, более низкий уровень ударной вязкости, как после закалки, так и после упрочняющего старения [1], разнозернистость на плавках с высоким содержанием титана (рис. 6).
Как было показано в работах [15, 16], чтобы сталь ВДП была работоспособной, необходимым условием является присутствие ~20 % остаточного аустенита в структуре, а обязательным - соотношение титана с углеродом = или < 1, которое в сочетании с мелким зерном (9^10 баллов) обеспечивает довольно высокое содержание остаточного аустенита в структуре 20^24 %.
Поскольку незначительное количество ЭВ (самых сильных аустенитообразователей) в твердом растворе стали ВДП [1] не позволяет получить необходимое количество аустенита при обычной закалке, другим способом формирования стабильного аустенита в структуре является закалка, совмещенная с деформационным старением высокотемпературного аустенита через двойную стабилизацию (механическую + термическую) по схеме (рис. 7). При первой создается механический наклеп, при второй - облака Котрелла из имеющихся ЭВ и свежих дислокаций. Влияние режима стабилизации на фазовый состав и свойства штамповок из стали 08Х15Н5Д2Т ВДП приведено в табл. 3. Максимальные значения КСи при требуемых по ТУ 0,8 МДж/м2 получены на образцах стали ВДП в результате стабилизации остаточного аустенита на уровне 17^20 % [1], а на крупногабаритных полуфабрикатах - при аустените 9 % (выделено жирным шрифтом). Опробование режима стабилизации на сталях ЭШП (08Х15Н5Д2Т, 1Х15Н5АМ3) дало аналогичные результаты только с большим эффектом стабилизации аустенита и увеличения КСИ. По данных статистики ударная вязкость на изделии повысилась на 0,2^0,3 МДж/м2.
Рис. 6. Разнозернистость в стали 08Х15Н5Д2Т ВДП: Х100
Рис. 7. Схема проведения тепловой стабилизации остаточного аустенита в исследуемых сталях с Мн выше комнатной температуры
Таблица 3
Механические свойства и фазовый состав стали 08Х15Н5Д2Т ВДП в зависимости от режима стабилизации остаточного аустенита
Режим термической обработки Механические свойства
So,2, МПа МПа % 5, % KCU, МДж/м2 ксиср, МДж/м2 7ост, %
Старый: 660 оС, 6 ч, воздух 660 оС, 6 ч, воздух 1000 °С, 1 ч, вода 40 оС 450 оС, 3 ч, воздух Образцы 1120 1278 63,5 12,4 1,06 1,02 3
1060 1289 63,2 14,4 1,01
1185 1298 62,4 16,0 1,00
Штамп. 1065 1310 59,0 18,0 0,91 0,92
1056 1310 59,7 18,0 0,93
Новый: 660 оС, 6 ч, воздух 660 оС, 6 ч, воздух Т3=1000 оС, 1 ч,®вода 40 оС=Т1, т1=20 мин®Т2=300 оС, т3=1,5 ч, воздух 450 оС, 3 ч, воздух Образцы 1100 1267 63,0 16,0 1,12 1,34 9
1090 1273 64,4 17,2 1,15
1178 1272 64,8 18,4 1,75
Штамп. 1073 1293 61,7 19,2 1,15 1,14
1043 1288 61,4 20,0 1,14
ТУ 950 1250 55 12 0,8
Лист. При анализе причин брака и низкой технологической пластичности холоднокатаных листов из стали марки 8Х15Н5Д2Т установлено, что основной причиной снижения деформируемости листов является неоднородность текстуры исходного горячекатаного металла, как мартенсита, так и аустенита (рис. 8 и 9), и остаточные напряжения, возникающие при холодной прокатке и промежуточном отжиге в двухфазной области.
Рис. 8. Распределение полюсной плотности {110}, {200}, {211} мартенсита (а) и {111}, {200}, {220} аустенита (b) по сечению горячекатаного листа из стали 08Х15Н5Д2Т.
h - расстояние от поверхности листа
Рис. 9. Распределение микротвердости по толщине холоднокатаного листа из стали 08Х15Н5Д2Т при обжатии 12 %
остаточных исключить из отжиг при
а)
{200}/ У
Для снижения
напряжений предлагается технологии длительный температуре 650 оС, травление в горячем травителе, а также ввести при закалке и рекристаллизационном отжиге операцию тепловой стабилизации остаточного аустенита по схеме, приведенной на рис. 7, с помощью которой устранена нестабильность уровня ударной вязкости на штамповках. Кроме того, чтобы получить однородный по структуре лист, рекомендуется холодную прокатку после рекристаллизационного отжига при 950 оС проводить с обжатиями е = 40^50 %, как наиболее оптимальными с точки зрения однородности текстуры (рис. 10).
Новый вариант технологии получения тонкого однородного по структуре и свойствам листов обеспечивает:
качественную смотку полосы в рулон, которая уменьшит образование дефектов на
поверхности при загрузке металла в шахтные печи и прогладке на стане; высокую технологическую пластичность подката под холодную прокатку; однородный в структурном отношении лист толщиной 1,5 - 2,0 мм; сокращение трудоемкости операции отжига с 70 ч до 3^4 ч. Такой лист может служить наилучшей заготовкой для получения тонкого листа 0,6 - 0,8 мм с коэффициентом штампуемости, превышающим имеющийся в 1,5 - 2 раза.
Р> отн. ед 5
4
3 2 1
Р, отн. ед
5
4 3 2
1 !
Ь)
{211} {110};
20
40
60
80 £,%
Рис. 10. Зависимость полюсной плотности {110}, {200}, {211}мартенсита в холоднокатаных
образцах из стали 08Х15Н5Д2Т от степени деформации: а) - наружный слой, Ь) - средний
ВЫВОДЫ
Таким образом, разработаны научно обоснованные режимы термической и термомеханической обработки для двух видов полуфабрикатов (штамповка и лист) из стали 08Х15Н5Д2Т, позволяющие гарантировать качество, надежность работы изделий из них:
- специальный режим термической обработки для повышения количества остаточного аустенита и стабилизации уровня ударной вязкости штамповок.
-новая технология термомеханической обработки (закалки, отжига, холодной деформации и травления) для исключения поверхностных дефектов, повышения однородности структуры и технологической пластичности листов толщиной 1,5 и 2,0 мм, увеличения коэффициента штампуемости тонких листов (0,6 и 0,8 мм) в 1,5 - 2 раза и выхода годного.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Махнева Т.М. Природа нестабильности уровня ударной вязкости и низкой технологической пластичности при производстве крупногабаритных полуфабрикатов из коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей, совершенствование их обработки: дис. д-ра техн. наук. Ижевск, ИжГТУ, 2012. 374 с.
2. Махнева Т.М., Махнев Е.С. Устойчивость аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т // Сборник научных трудов «Материаловедение и обработка материалов». Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 2005. С. 15-26.
3. Махнев Е.С., Гапека Т.М. Обратное мартенситное превращение в стали ВНС-2УШ // Доклады международной конференции «ICOMAT-77» «Мартенситные превращения в металлах и сплавах». Киев : Наукова Думка, 1979. С. 180-184.
4. Махнева Т.М. Исследование химической неоднородности по никелю и хрому в структуре мартенситно-стареющей стали // Химическая физика и мезоскопия. 2013. Т. 15, № 1. С. 91-96.
5. Goncharova N.V., Makhneva T.M., Makhnev E.S. Analysis of Reasons for Embrittlement of Nickel-Chromium Steels with Titanium // Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. № 2. С. 23-27.
6. Азбукин В.Г., Павлов В.Н., Рыбин В.В. Природа теплового охрупчивания стали мартенситного класса с регулируемым фазовым превращением // Вопросы материаловедения. 1999. № 5. С. 9-11.
7. Богачев И.Н., Лепехина Л.И., Звигинцев Н.В., Конакова И.П., и др. Высокотемпературное охрупчивание стали О8Х15Н5Д2Т // Известия Академии наук СССР. Сер. Металлы. 1979. № 1. С. 179-184.
8. Махнев Е.С., Гапека Т.М. Исследование кинетики образования карбидов при охлаждении стали ВНС-2УШ (08Х15Н5Д2Т) // Технология легких сплавов. 1972. № 4. С. 114-115.
9. Махнева Т.М., Савченкова С.Ф. и др. Влияние предварительной термической обработки на устойчивость аустенита в стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. № 6. С.17-19.
10. Махнева Т.М., Елсуков Е.П., Воронина Е.В. Кинетика расслоения и фазовый состав при старении холодно-катаных фольг из сплава Х15 и стали 08Х15Н5Д2Т // Физика металлов и металловедение. 1991. № 5. С. 130-136.
11. Утевский М. Л. Отпускная хрупкость стали. М. : Металлургиздат, 1961. 191 с.
12. Махнева Т.М. Хладноломкость коррозионно-стойкой мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 2011. № 12. С. 3-7.
13. Баум Б. А. О взаимосвязи жидкого и твердого металлических состояний // Расплавы. 1988. № 2. С. 18-32.
14. Тягунов Г.В. Повышение качества высоколегированных сталей и сплавов путем совершенствования температурных режимов их выплавки на основе исследований физико-химических свойств расплавов : Автореф. дис. д-ра техн. наук. Свердловск, УПИ, 1984. 47 с.
15. Махнева Т.М., Махнев Е.С. Влияние титана на сопротивление хрупкому разрушению мартенситно-стареющей стали 08Х15Н5Д2Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 1990. № 18. С. 40-43.
16. Махнева Т.М., Михайлов С.Б., Дементьев В.Б. Оптимизация способа тепловой стабилизации дополнительного количества аустенита в структуре высокопрочных нержавеющих сталей // Вестник ИжГТУ. 2009. №4. С. 49-53.
OPPORTUNITY TO IMPROVE THE PLASTIC PROPERTIES OF SEMIFINISHED PRODUCTS R MADE OF CORROSION-RESISTANT MARAGING STEEL
Makhneva T.M.
Institute of Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. Based on the laws of formation of the structure, phase, chemical composition and mechanical properties set out the reasons for the instability level of toughness, ductility technological factors causing them stamped in the semis and cold-rolled sheet for example chromium-nickel maraging steel austenitic-martensitic class of various smelting, and how they elimination.
KEYWORDS: maraging steel, austenite, carbonitrides, toughness, cold brittleness, remelting.
Махнева Татьяна Михайловна, доктор технических наук, главный научный сотрудник ИМ УрО РАН, тел. (3412)20-34-66, e-mail: mah@udman.ru
