RU61285U1 - Пруток из нержавеющей высокопрочной стали - Google Patents

Abstract

Полезная модель относится к металлургии и может быть использована при производстве прутков из нержавеющей высокопрочной стали мартенситно-аустенитного класса, предназначенных для изготовления из них изделий длительно работающих при интенсивных динамических нагрузках в коррозионно-активной водной среде с присутствием растворенного сероводорода, ионов хлора, солей щелочноземельных металлов, нефтепродуктов, например, деталей погружного оборудования при добыче нефти. Технической задачей, решаемой полезной моделью, является производство прутка, в том числе прутка с обточенной поверхностью, из нержавеющей стали с пределом текучести при растяжении в диапазоне 110-150 кГс/мм² при величине ударной вязкости KCU₊₂₀ не менее 7,0 кГс·м/см² и повышенным сопротивлением коррозионному разрушению под напряжением.

Description

Полезная модель относится к металлургии и может быть использована при производстве прутков из нержавеющей высокопрочной стали мартенситно-аустенитного класса, предназначенных для изготовления из них изделий длительно работающих при интенсивных динамических нагрузках в коррозионно-активной водной среде с присутствием растворенного сероводорода, ионов хлора, солей щелочноземельных металлов, нефтепродуктов, например, деталей погружного оборудования при добыче нефти.

Известны изделия, выполненные из прутков коррозионно-стойкой высокопрочной стали, состава (масс.%): С 0,08-0,12; Cr 13,5-14,5; Ni 3,5-4,5; N 0,15-0,2; Mo 1-1,5; Mn 1-1,5; V 0,03-0,05; Nb 0,03-0,05; Si 0,1-0,3; Сu 0,3-0,8; Са 0,01-0,03; Ва 0,01-0,03; Fe - остальное (см. патент RU 2214474C2).

Известно также «Изделие из стали» в виде прутка из стали мартенситно-аустенитного класса, упрочняемого карбидами и карбонитридами вольфрама, ванадия, молибдена, ниобия, интерметаллидами типа Ni₃Me состава (масс.%): С 0,005-0,07; Si<1,0; Mn<1,8; Cr 12,5-17,0; Mi 2,0-8,0; Mo+3W 0,05-4,5; N 0,005-0,15; В 0,0001-0,01; по крайней мере один из группы: AL, Ti, Nb, V 0,01-5,0; Fe и примеси - остальное (см. патент RU 45998U1 - прототип).

Недостатком известных изделий из высокопрочных нержавеющих сталей является недостаточно высокий реально достижимый в них комплекс механических свойств, а именно, сочетание предела текучести с величиной ударной вязкости. Так в стали - прототипе присутствует большое количество элементов, позволяющих получить упрочнение при старении или отпуске (Fe, Al, Mo, V, В, Nb). Однако реально получить высокое упрочнение в прутке не представляется возможным, из-за сильного охрупчивания стали. Значительное количество никеля,

который обуславливает вязкость, высокопрочной стали, оказывается связанным в интерметаллиды типа Ni₃ (Ti, Al, Mo), и величина ударной вязкости в результате этого находится на низком уровне. Термообработкой может быть достигнута удовлетворительная величина ударной вязкости, но при сравнительно невысоком уровне прочности. Другим недостатком прототипа является относительно низкое сопротивление коррозии под напряжением в условиях воздействия растворенного сероводорода, ионов хлора, раствора солей - из-за отсутствия меди в составе стали и низкого сопротивления хрупкому разрушению вследствие малой величины ударной вязкости.

Технической задачей, решаемой полезной моделью, является производство прутка, в том числе прутка с обточенной поверхностью, из нержавеющей стали с пределом текучести при растяжении в диапазоне 110-150 кГс/мм² при величине ударной вязкости KCU₊₂₀ не менее 7,0 кГс·м/см² и повышенным сопротивлением коррозионному разрушению под напряжением.

Указанная задача решается тем, что пруток, представляющий собой изделие, обычно получаемое путем электродуговой выплавки металла с вакуумно-кислородным рафинированием в ковше, горячей прокатки, термообработки, иногда со снятием поверхностного слоя при производстве прутков со специальной отделкой поверхности, изготовляют из стали, состав которой кроме Fe, С, Cr, Ni и сопутствующих примесей содержит один или несколько элементов из группы - Сu, Ti, Al, Mo, Nb, Co, N, Са, В, Се в количестве (масс.%):

С≤0,03	Ti 0,01-1,0	Се≤0,02
Si≤0,8	Аl 0,01 -0,6	S≤0,03
Mn≤0,8	Со 0,01-3,0	Р≤0,03
Cr 8,0-16,5	Nb 0,05-0,4
Ni 4,0-12,0	В≤0,005
Сu 0,3-5,0	Са≤0,02

Мо 0,05-3,0

N0,005-0,15

Fe - остальное

с соотношением ферритообразующих и аустенитообразующих элементов с их коэффициентами эквивалентности

Ni_экв.=22,3±3-0,83Сr_экв.,

температуру окончания его горячей прокатки прутков ограничивают в интервале 970-1050°С, а механическую обработку резанием прутка производят как с термообработкой после горячего проката - при производстве прутков с пределом текучести при растяжении до 120 кГс/мм², так и без термообработки после горячего проката, но с термообработкой после механической обработки - при производстве металла с пределом текучести до 150 кГс/мм², причем термообработка, как после проката, так и после механической обработки, состоит из нескольких режимов в диапазоне температуры от минус 70°С до 950°С, каждый с выдержкой не менее 2 часов.

Для получения высоких значений предела текучести и ударной вязкости важен выбор структуры и соответствующее оптимальное легирование стали. Заявленная в полезной модели нержавеющая сталь относится к мартенситно-аустенитному классу (М+А) и на структурной диаграмме занимает область с соотношением Сr_экв./Ni_экв.<1,7, где количество Ni_экв.=22,3±3-0,83Сr_экв.

В этом выражении величина 22,3±3 соответствует количеству в стали Ni_экв. (в%) при отсутствии Сr_ЭКВ, а коэффициент 0,83 при Сr_ЭКВ является тангенсом угла наклона к оси абсцисс линий диаграммы, ограничивающих область (М+А) - сталей.

Мартенситно-аустенитная структура стали соответствует наибольшей вязкости и прочности стали, т.к. пластины мартенсита в стали с количеством углерода менее 0,03%, оказываются окруженными тонкими вязкими прослойками аустенита, задерживающим развитие зародышевых трещин. При соотношении Сr_экв./Ni_экв.>1,7 в стали появляется феррит в тем в большем количестве, чем больше величина этого соотношения. Присутствие феррита в мартенситной или (М+А) -структуре приводит к уменьшению прочностных характеристик и повышению критической температуры хрупкости, что ухудшает вязкость, стали и сопротивление стали хрупкому разрушению при импульсных нагрузках.

Мартенситная структура, особенно с выделением дисперсных частиц интерметаллидных или избыточных фаз при старении стали, обусловливает высокую прочность. Для упрочнения мартенсита дисперсными интерметаллидными частицами в стали присутствуют Ti, Al, Мо, которые с Ni образуют фазы Ni₃ (Ti, Al, Мо). При количестве Ti, Al менее 0,01% и Мо менее 0,05% отсутствует влияние этих элементов на упрочнение. Верхние пределы содержания Ti - 1%; Al - 0,6%; Мо, равное 3,0% соответствуют атомной концентрации этих элементов в интерметаллидных фазах, связывающих допустимое для сохранения необходимой вязкости количество никеля в твердом растворе. Так при количестве Ti 0,8% количество связанного никеля Ni_связ.=3,67·0,8=2,94%, что достаточно для упрочнения стали и сохранения удовлетворительной ударной вязкости при количестве Ni в стали более 4%. Но уже при 1% Ti весь никель в этой стали будет связан в интерметаллиды, что отрицательно скажется на величине ударной вязкости. Поэтому содержание Ti более 1,0%, Al более 0,6% является избыточным, т.к. связывает значительное количество Ni и приводит к снижению ударной вязкости. Наличие Ti и Al в стали, кроме того обеспечивает получение мелкозернистой структуры, т.к. при кристаллизации стали Al связывает азот в стойкие нитриды, а Ti образует устойчивые карбиды TiC, равномерно распределенные в объеме зерен, и предохраняет сталь от межкристаллитной коррозии. Содержание Ti менее 0,01% недостаточно для связывания углерода в стали.

Содержание углерода в стали для образования мартенсита повышенной вязкости должно быть как можно более низким. Верхняя граница количества углерода 0,03% определяется технологической возможностью выплавки стали.

Для уменьшения склонности к межкристаллитной коррозии в сталь дополнительно вводят Nb, который связывает углерод, образуя дисперсные, расположенные в объеме зерен частицы NbC. Этим задерживается образование карбидов хрома по границам зерен и обеднение хромом твердого раствора на границах. Как следует из атомного соотношения элементов в соединении NbC для связывания 0,03%С необходимо: 0,03·7,73=0,23% Nb, поэтому введение ниобия в количестве до 0,4% полностью связывает углерод в стали. При содержании Nb менее 0,05% его влияние практически не ощущается.

Никель является основным элементом, определяющим вязкость стали и формирующим аустенитную составляющую структуры в зависимости от количества ферритообразующих и аустенитообразующих элементов по соотношению Ni_экв.=22,3±3-0,83 Сr_экв. При количестве Ni менее 4 % при соотношении Сr_экв./Ni_экв.<1,7 получается мартенситная структура с незначительным количеством остаточного аустенита, с высокой прочностью, но недостаточно высокой вязкостью. При количестве Ni более 12% соотношении Сr_экв./Ni_экв.<1,7 образуется аустенитная структура с высокой вязкостью, но низкой прочностью.

Сталь для деталей погружного оборудования должна противостоять разрушению под напряжением в активной коррозионной среде. В присутствии растворенного сероводорода и ионов хлора особенно важно сопротивление образованию питингов, для чего сталь должна иметь высокий эквивалент сопротивления точечной коррозии (ЭСТК), определяемый составом стали, а именно, ЭСТК=Сr+3,3Мо+16N. Считается, что при ЭСТК=10 сталь имеет вполне удовлетворительную коррозионную стойкость. При минимальном количестве Сr и N и максимальном количестве Мо заявляемая сталь имеет ЭСТК>15. При увеличении количества Сr и N сопротивление точечной коррозии увеличивается. Сумма (Сr+3,3Мо+16М) определяется величиной порогового значения электродного потенциала, соответствующего 12,5% Сr при отсутствии Мо и N, откуда следует, что при сохранении (М+А) -структуры и ЭСТК>15 минимальное количество Сr в стали равно 8%.

При минимальном количестве Сr и минимальном количестве никеля сталь имеет мартенситную структуру с незначительным количеством остаточного аустенита, высокую прочность и недостаточную вязкость. Верхняя граница количества Сr принята 16,5%, с превышением которой при минимальном количестве Ni в структуре стали появляется феррит с соответствующим снижением прочности. Появление феррита в структуре крайне нежелательно, т.к. именно на его границах возможно образование хрупкой σ - фазы и уменьшается сопротивление стали хрупкому разрушению. При максимальном содержании Сr и увеличении количества Ni вплоть до максимального структура становится аустенитной с высокой вязкостью и низкой прочностью.

Молибден, как и Сr, способствует появлению пассивирующей пленки, защищающей сталь от коррозии, особенно в присутствии Сu, и участвует в образовании интерметаллидных упрочняющих фаз с Ni и Со. При количестве Мо менее 0,05% его влияние практически отсутствует. Верхний предел 3% обусловлен высокой стоимостью молибдена.

Медь кроме антикоррозионного влияния образует при старении дисперсные частицы избыточной упрочняющей фазы, а поля упругих напряжений при их образовании способствует большой дисперсности интерметаллидных фаз типа Ni₃Me. При нижнем пределе содержания Сu 0,3% ее влияние практически отсутствует. Верхний предел 5% соответствует ее максимальной растворимости в аустените.

Присутствие Со в составе стали способствует ее значительному упрочнению, т.к. Со образует с Мо и Сr дисперсные фазы Со Мо, Со Сr. В то же время Со способствует увеличению сил межатомной связи и уменьшению диссоциации карбидных и других фаз, что положительно влияет на стойкость стали в коррозионных средах с присутствием растворенного сероводорода. Нижний предел содержания Со 0,01% соответствует отсутствию его заметного влияния. Верхний предел 3% обусловлен, значительным удорожанием стали.

Количество S и Р поддерживается в стали на возможно более низком технологически достижимом уровне - менее 0,03%, чтобы обеспечить минимальное охрупчивание, связанное с этими примесями.

Присутствие Si и Мn до 0,8% обеспечивает достаточное раскисление стали. При содержании Si и Мn более 0,8% ухудшается пластичность стали.

Введение азота как аустенитообразующего элемента позволяет увеличить количество аустенита в структуре. Содержание азота менее 0,005% не оказывает влияния на структурообразование. Введение азота более 0,15% приводит к ухудшению пластичности стали.

Введение в сталь кальция в количестве до 0,02% по расчету обеспечивает образование глобулярных соединений серы для улучшения обрабатываемости резанием и вязкости.

Введение Се до 0,02% по расчету способствует более равномерному распределению неметаллических включений, улучшению пластичности и вязкости.

Введение бора до 0,005% по расчету способствует удалению серы и фосфора с границ зерен с благоприятным влиянием на ударную вязкость и стойкость при коррозии.

Обычно температура окончания горячей прокатки находится в диапазоне 900-1150°С. В заявляемой полезной модели температуру окончания горячей прокатки прутков ограничивают в интервале 970-1050°С, соответствующего температурному интервалу между началом и окончанием динамической рекристаллизации аустенита. Окончание прокатки в этом температурном интервале способствует образованию мелкозернистой структуры и упрочнению стали. При этом создаются условия для формирования упорядоченной ячеистой дислокационной структуры аустенита с повышенной плотностью дислокацией в стенках ячеек и относительно свободными от дислокации внутренними микрообъемами ячеек. Присутствие в стали Nb, Al, N способствует закреплению сформированной при окончании горячей деформации ячеистой структуры и препятствует ее распаду при охлаждении прутков до начала мартенситного превращения. При этом мартенситное превращение происходит в основном в стенках ячеек, сохраняя вязкий аустенит между образовавшимися мартенситными пластинами. Такая структура обеспечивает дополнительное повышение вязкости при высокой прочности. Окончание горячей деформации ниже температуры 970°С сохраняет после охлаждения вытянутые при горячей деформации зерна аустенита с повышенной плотностью неупорядоченных дислокации и способствует упрочнению стали с уменьшением вязкости. Окончание горячей деформации выше 1050°С приводит при охлаждении прутков к укрупнению аустенитного зерна за счет процессов собирательной рекристаллизации с уменьшением прочности и вязкости стали.

Обточку прутков, возможно, производить при твердости стали НВ не более 287-311, т.е. когда предел текучести стали не более 120 кГс/мм². В этом случае после проката прутков может производится термообработка на заданную прочность. При необходимости получить обточенный пруток или детали из него с пределом текучести до 150 кГс/мм² обточку прутков необходимо производить без термообработки после проката, когда сталь имеет (М+А) - структуру с неупрочненным мартенситом и твердость, позволяющую производить обработку резанием. Термообработка прутков или деталей из них в этом случае производится после механической обработки. Термообработка как после проката, так и после механической обработки состоит из нескольких режимов в интервале от минус 70°С до 950°С. Нормализация от 950°С проводится для улучшения равномерности структуры после проката и повышения вязкости. Отжиг при 720-760°С служит для стабилизации остаточного аустенита, увеличения количества мартенсита - для повышения прочности и ударной вязкости. С этой же целью может быть проведено охлаждение до минус 70°С с выдержкой 2 часа. Отпуск при температуре 500-580°С с выдержкой не менее 2 часов производится для упрочнения стали при выделении интерметаллидов или избыточных фаз в процессе старения мартенсита. При этом отпуск может производиться как однократно, так и двукратно - с целью увеличения ударной вязкости.

Пример использования полезной модели

С целью оптимизации заявленного состава стали и соотношения компонентов в соответствии с поставленной задачей были выплавлены опытные плавки, составы которых приведены в таблице 1. Сталь выплавляли в электродуговой печи и подвергали в ковше вакуумно-кислородному рафинированию. Отливали слитки весом 1,15 тн, которые обжимали на блюминге в квадрат 100 мм, а затем на непрерывном стане «250» прокатывали в прутки диаметром 19 мм. Прокатку прутков заканчивали при температуре внутри интервала 970-1050°С и одну часть прутков без термообработки после проката подвергали обточке на линии «Кизерлинг» с последующим отжигом при 740°С и отпуску при 540°С с выдержкой 3 часа. Другую часть прутков после проката подвергли нормализации от 950°С с последующим отпуском при 740°С и 540°С с выдержкой 3 часа каждый. В лабораторных условиях был опробован режим термообработки прутков после проката - охлаждение до минус 70° с выдержкой 2 часа и отпуск при 540°С. Из прутков после термообработки вырезали образцы по ГОСТ 7564-97 и ГОСТ 7565-64 для определения механических свойств при растяжении по ГОСТ 1497-84, ударной вязкости по ГОСТ 9454-78, Стойкость стали к коррозионному растрескиванию под напряжением, проводили по методике NACE ТМ 0177-96 (США). Образцы помещали в среду из 5%-ного водного раствора NaCl и 0,5%-ного раствора сероводорода и подвергали растягивающему усилию 80 кГс/мм² при температуре 20°С до начала разрушения. Результаты испытаний приведены в таблице 2.

Составы №2, 3, 4, 5, 7 удовлетворяют требованиям заявляемой модели, а именно: КСU₊₂₀>7 кГс·м/см² и пределу текучести при разрыве 110-150 кГс/мм². Оптимальным составом является №5. В составе №1 Сr введен выше верхнего предела, из-за чего соотношение Сr_экв./Ni_экв.>1,7 и в стали сформировалась структура (Ф+М+А) с пониженной прочностью и низкой ударной вязкостью. В составе №6 из-за высокого содержания Сr и Сu на верхнем пределе образуется (М+А) - структура с большим количеством аустенита, невысокой прочностью и высокой вязкостью. Состав №10 при высоком содержании Сr имеет Ni на нижнем пределе, соотношение Сr_экв./Ni_экв.<1,7, возникает структура М+Ф+А с достаточно высокой прочностью и пониженной вязкостью. Состав №9 имеет Ni ниже нижнего предела и получается соотношение Сr_экв./Ni_экв.>1,7, сталь имеет пониженные характеристики прочности и вязкости. Состав №8 имеет Сr на нижнем пределе, Ni на верхнем пределе, но содержание Ti и Аl выше верхнего предела, из-за чего Ni оказался связанным в интерметаллиды, сталь имеет высокую прочность, но низкую вязкость. На оптимальном составе №5 стали оценивали влияние температуры окончания прокатки на свойства. Результаты приведены в таблице 3.

Таблица 1
Химический состав, мас.%
состав	С	Mn	Si	Cr	Ni	Сu	Мо	Ti	Al	Co	N	Nb	В по расчету	Са по расчету	Се по расчету	S	Р	Сrэкв/ Niэкв
1	0,02	0,5	0,4	17,5	7,0	0,3	1,0	0,2	0,5	0,01	0,05	0,2	0,005	0,02	0,02	0,03	0,03	2,56
2	0,03	0,6	0,5	12	8,0	1,8	0,8	0,2	0,2	2,0	0,1	0,3	0,005	0,02	0,02	0,02	0,03	1,5
3	0,02	0,5	0,4	14,5	5,0	4,5	0,05	0,01	0,01	0,01	0,1	0,3	0,005	0,02	0,02	0,02	0,03	1,59
4	0,02	0,6	0,4	10,0	7,0	2,5	1,8	0,6	0,1	1,0	0,05	0,35	0,005	0,02	0,02	0,005	0,03	1,39
5	0,02	0,4	0,4	11,0	11,0	0,05	2,0	0,4	0,01	3,0	0,05	0,3	0,005	0,02	0,02	0,015	0,025	1,16
6	0,02	0,6	0,3	16,5	5,0	5,0	0,05	0,01	0,01	1,0	0,1	0,2	0,005	0,02	0,02	0,02	0,03	1,57
7	0,03	0,6	0,6	13,0	7,0	2,0	0,5	0,01	0,01	0,01	0,1	0,2	0,005	0,02	0,02	0,03	0,025	1,37
8	0,02	0,6	0,4	8,0	8,0	1,5	2,5	0,9	0,9	1,0	0,15	0,3	0,005	0,02	0,02	0,02	0,03	1,51
9	0,02	0,6	0,5	12,0	3,8	0,5	0,1	0,1	0,1	0,01	0,1	0,2	0,005	0,02	0,02	0,03	0,03	2,42
10	0,02	0,6	0,4	16,2	4,0	2,2	0,05	0,01	0,01	0,01	0,05	0,3	0,005	0,02	0,02	0,03	0,03	2,4

Таблица 2
Состав	σв, кГс/мм2	σт, кГс/мм2	δ, %	ψ, %	KCU, кГс/мм2	Время до разрушения, часы	ЭСТК
1	120	105	9	35	6,5	1050	21,6
2	137	130	10	52	8,0	1210	16,24
3	125	115	12	65	12,0	1120	16,2
4	135	130	10	50	8,0	1320	16,74
5	155	150	10	50	7,0	1440	18,4
6	95	80	13	60	15,0	-	17,5
7	130	125	10	58	8,0	1120	16,25
8	170	165	5	25	3,0	1230	17,85
9	110	90	12	58	7,0	550	13,93
10	125	117	12	54	6,5	1130	17,165

Таблица 3

Температура окончания деформации, °С	σв, кГс/мм2	σт, кГс/мм2	δ, %	ψ, %	KCU, кГс/мм2
1020	155	150	10	50	7,0
900	156	152	8,0	45	5,7
1100	145	140	11	52	6,2

Claims (9)

1. Пруток из нержавеющей высокопрочной стали, содержащей железо, углерод, хром, никель, кремний, марганец и сопутствующие примеси, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит один или несколько элементов из группы медь, титан, алюминий, молибден, ниобий, кобальт, азот, кальций, бор, церий, сера, фосфор, причем пруток из стали изготовлен со следующим составом компонентов, мас.%:

Углерод (С) ≤0,03 Кремний (Si) ≤0,8 Марганец (Mn) ≤0,8 Хром (Cr) 8,0÷16,5 Никель (Ni) 4,0÷12,0 Медь (Cu) 0,3÷5,0 Молибден (Мо) 0,05÷3,0 Титан (Ti) 0,01÷1,0 Церий (Се) ≤0,02 Алюминий (Al) 0,01÷0,6 Кобальт (Со) 0,01÷3,0 Ниобий (Nb) 0,05÷0,4 Бор (В) ≤0,005 Кальций (Са) ≤0,02 Сера (S) ≤0,03 Фосфор (Р) ≤0,03 Азот (N) 0,005÷0,15 Железо (Fe) Остальное

при соотношении ферритообразующих и аустенитообразующих элементов с их коэффициентами эквивалентности

;

Ni_экв.=22,3±3-0,83Cr_экв..

2. Пруток по п.1, отличающийся тем, что пруток выполнен с возможностью его получения в процессе электродуговой выплавки с вакуумно-кислородным рафинированием в ковше, горячей прокатки и термообработки.

3. Пруток по п.2, отличающийся тем, что пруток выполнен с возможностью горячей прокатки при температуре ее окончания в интервале от 970 до 1050°С.

4. Пруток по п.2, отличающийся тем, что пруток выполнен с возможностью дополнительного включения в процесс его получения снятия поверхностного слоя.

5. Пруток по п.4, отличающийся тем, что пруток выполнен с возможностью снятия поверхностного слоя посредством механической обработки резанием.

6. Пруток по п.5, отличающийся тем, что его материал имеет предел текучести при растяжении до 120 кгс/мм², при этом механическую обработку резанием проводят с термообработкой после горячего проката.

7. Пруток по п.5, отличающийся тем, что его материал имеет предел текучести при растяжении до 150 кгс/мм², при этом термообработку проводят после механической обработки резанием.

8. Пруток по п.2, отличающийся тем, что пруток выполнен с возможностью термообработки, состоящей из нескольких режимов в диапазоне температур от -70 °С до 950°С при выдержке не менее 2 ч.

9. Пруток по любому из пп.1-5, 8, отличающийся тем, что сталь имеет предел текучести при растяжении в диапазоне от 110 до 150 кгс/мм² (1078÷1470 МПа), ударную вязкость не менее 7 кгс·м/см² (68,6 Дж/см²) и эквивалент сопротивления точечной коррозии >15.