SU660596A3 - Способ термической обработки деформируемого аустенитного сплава - Google Patents

Description

Никель15-50 Железо и примесиОсталь юе, и включает осаждение карбидов на лини х разделов зерен в сплошной или частично сплошной форме. Кроме того, изобретение отличаетс  тем, что после лить  или обработки указанной стали ее нагревают до температуры, лежащей в пределах от 1150 С до солидусной температуры , после чего следует медленное охлаждение стали от указанной температуры до 950 С и выше в течение промежутка времени от 5 с до 1 ч, после чего осуществл ют закалку в воде. На фиг. 1 проиллюстрированы структуры аустенитных сталей, содержащих от 0,004 до 1,2% углерода, около 25% хрома и от 8 до 50% никел , причем указанные стали в свою очередь были в течение 10 мин нагреты до 1280 С, медленно охлаждены до температуры 950°С в течение 1 ч и далее закалень в воде при комнатной температуре; на фиг. 2 проиллюстрировано вли ние козффищ1ента распределени  карбида на лини х раздела .зерен на предел ползучести сталей, содержащих, %: 0,4 углерода, 25 хрома и 20 никел . На фиг. 1 обозначена структура I, в которой отсутствует осаждение карбида на лини х раздела зерен, структура II, где карбид осажден частично на лини х раздела зерен с коэффициентом распределени  до 30%, в структуре III карбид осажден на лини х раздела зерен в сплошной форме и в структуре IV осаж ден внутри зерен. В табл. 1 приведены структуры в соответствии с фотографи ми на фиг. 1, предел на разрыв аустенитной нержавеющей стали, содер жащей от 0,04 до 1,15% углерода, около 25% хрома и около 25% никел , обработанной ков кой, вслед за которой стедует термообработка Как следует из табл. 1, образец № 101, им ишй структуру 1, где нет осаждени  карбида на лини х раздела зерен, и образец № 102, имеющий структуру I с частичным осаждением карбида на л1-шии раздела зерен, имеют крайне низкий предел ползучести. Напротив, образ цы NN 103 - 109, имеющие структуру III, имеют увеличенный предел ползучести. Чем выше козффициент распределени  кар бидон, тем выше предел ползучести (см. фиг. 2), но в том случае, если указанный коэффициент распределени  карбидов меньше 20%, предел ползучести возрастает весьма уме ренно, в то врем  как при коэффициенте рас пределени  карбидов большем 30% предел ползучести значительно увеличиваетс  и практически равен пределу ползучести материала отливки. Предел ползучести увеличиваетс  еще болыне, когда указанный коэффициент распределени  карбидов по лини м раздела зерен больше 507с. Из полученных и указанных выше результатов можно сделать вывод, что указанный козффициент распределени  карбидов должен быть более 30%, предпочтительно более 50%. Что касаетс  таких элементов сплава как углерод и никель, играющих важную роль со структурной точки зрени , то при содержании углерода менее 0,1% получают структуру I или II скорее, чем структуру III, причем, как показано в табл. 1, при содержании в сплаве углерода менее 0,1% предел ползучести значительно ниже, чем при содержании углерода выше 0,1%. С другой стороны, хот  предел ползучести сталей, имеющих структуру III, с увеЛ1тчением содержани  углерода возрастает, но в , если содержание углерода превышает определенный предел, предел ползучести падает, что следует из табл. ,1 (образец № 110). Кроме этого, чем выше содержание углерода, тем хуже сталь поддаетс  холодной обработке. Принима  во внимание все упом нутые факторы, предпочтительно, чтобы углерод содержалс  в стали в количестве до 1%. Количество никел  в ста1Ш может мен тьс  от 15 до 50%. В табл. 2 приведены значени  пределов ползучестей стали, содержащей около 0,4% углерода, около 45% хрома и 8 -45% никел , причем указанна  сталь была в течение 10 мин нагрета до температуры 1280 С, затем в течение. одного часа медленно охлаждена от 1280°С до 950 С, после чего следовало быстрое охлаждение до комнатной температуры. -Как видно из табл. 2, образцы 201 и 202, имеющие структуру 1, имеют более низкий предел ползучести, чем образцы №№ 203-208, имеющие структуру III и повышенный предел ползучести при содержании никел  свыше 15,7%. Чем выше содержание никел , тем выше предел ползучести. Однако содержание никел  в стали- более 50% приводит к увеличению стоимости стали. Содержание кремни  в стали составл ет от 0,01 до 3%. Кремний добавл ют в расплавленную сталь с целью раскислени , при этом содержание кремни  должно быть выше 0,1%. Хот  присутствие кремни  и увеличивает стойкость стали к окислению, работающей при повышенной температуре, содержание кремни  в стали выше 3% ведет к значительному ухудшению свариваемости и обрабатываемости при увеличении образовани  сигма-фазы. Марганец присутствует в стали в количестве от 0,01 до 10%, его добавл ют дл  получени  стали, устойчивой к окислению. С этой целью содержание марга ща в стали должно быть выше 0,01%. Марганец стабилизирует аустенит и предотвращает образование сигмафазы . При содержании марганца в стали в ко личестве- выше стойкостьостали к окисле нию, работающей при повышенной температуре , понижаетс . Хром присутствует в стали в количестве от 15 до 35%. Присутствие этого элемента в стал очень важно дл  повышени  стойкости стали к окислению. Дл  работы стали при температурах выше 750 С количество хрома в ней должно составл ть 15%. Однако в случае присутстви  в стали хрома в количестве выше 35% могут возникнуть трудности, св занные с плохой гор чей или холодной обрабатываемостью стали и с тенденцией образовани  сиг ма-фазы. В табл. 3 приведены структуры сталей в соответствии с изобретением, которые после ковки бьши в течение 30 мин нагреты до 1050 С - 1350°С, затем медленно в течение одного часа охлаждены до температуры 95(ГС после чего закалены в воде. В случае, если температура термообработки относительно низка, часть карбидов остаетс  нерастворенной. В течение последующего охлаж дени  вышеупом нутые карбиды, служащие в качестве  дер указанного осаждени , привод т к образованию структуры IV, в которой не наблюдаетс  осаждени  карбидов на лини х разделов зерен. С другой стороны, чем выше температура растворной термообработки, тем большее количество углерода будет в твердом растворе. Это приводит к увеличению осаждени  карбидов на линии раздела зерен в течение охлаждение образу  структуру 111, где карбиды осаждены на линии раздела зерен в сплошной форме. Таким образом, чем выше температура растворной термообработки, тем требуетс  меньше времени дл  растворени  карбидов. Однако это может вызвать расплавление стали, когда указанна  температура достигнет солвдусной линии. Принима  во вни мание вышеуказанные факторы, температура растворной термообработки ограничиваетс  до пределов от 1150 С до солидусной линии. В табл. 4 приведены структуры сталей в соответствии с изобретением и структуры сопоставимых сталей. Эти стали после ковки были в течение 10 мин нагреты до 1280 С, затем Медленно охлаждены до 950° С в течение 1,1 с - 1,5 ч. Ранее при полушнии поковок из стали, содержащей 25% хрома, 20% никел  и менее 0,1% углерода и из сплава 800 и т.п. сплавов, сразу же после нагревани  поковкк до температуры растворной термообработки ее закал ли в воде. Оштако, как показано в табл. 4, при такой обработке, где поковку после нагрева охлаждали. в течение 1,1 с от 1280®до 950С, получали структуру 1. При таком способе термообработки даже при содержании в стали углерода в количестве выше 1% невозможно получить структуру Hi. С другой стороны, если охлаждение от 1280 до 950°С осуществл ли с помощью газа гели  или в течение 2-4 с, получали только структуру II даже при высоком содержании в стали углерода и никел . Напротив , когда охлаждение осуществл ли в течение более 5 с, получали структуру 111 как в случае стапи, содержащей 25% хрома, 20% никел  и 0,9% углерода и выше, так и в случае стали, содержащей 20% хрома, 32%. никел  и 0,5% углерода и выше, а также в стали, содержащей 25%. хрома, 47% никел  и 0,2% углерода и выше. В табл. 5 проиллюстрированы пределы ползучести при 1000 С через 1000 ч наиболее типи шых образцов, показанных в табл. 4. Как видно из табл. 5, хорошие результаты были получены при времени охлаждени  более 5 с. С другой стороны, в случае охлаждени  в течение более 1 ч от 1280 до 950 С пределы ползучести понижались. Следовательно, врем  требуемое дл  охлаждени  от 1280 до 950 С должно составл ть от п ти секунд до одного часа. Чем ниже температура, при которой заканчивают медленное охла сдение образца от температуры растворной термообработки, тем больше осаждаетс  карбидов на лини х раздела зерен, но в то же врем , тем меньше будет элементов, образ тощих карбвды, содержащиес  в качестве твердого раствора внутри зерен. Поэтому, чем ниже температура, при которой заканчиваетс  медленное охлаждение, тел выше предел ползу ксти, пр1гчем максимума предел полз чести достигает при определенной температуре. Однако, если охлаждение заканчиваетс  при еще более низкой температуре, предел ползучести понижаетс . В табл. 6 проиллюстрирован эффект вли ни  предельной температуры медленного охлаждени  на структуры сталей в соответствии с изобретением и на предел ползучести этих сталей при 1000 С через 1000 ч. В этом опыте образцы нагревали до температзры растворной термообработки, т.е. до 1280 С в течение 30 мин, потом медленно охлаждали от 1280 С до температуры, лежащей в пределах между 1265 и 850 С в течение одного часа, после чего закаливали в воде. Как видно из табл. 6, при медленном охлаждении до температуры ниже 950 С предел ползучести будет понижатьс . При медленном охлаждении с структура III не будет получена, правда, ее можно получить, если про должить охлаждение до 1250 С. По этим причинам образцы должны охлаждатьс  от 128СГ С до температуры, лежащей между 950 и 1250°С В табл. 7 проиллюстрирован предел ползучести сталей при через 1000 ч, содержащих 0,4% углерода, 25% хрома, 20% никел  которые были подвергнуты ковке, нагреванию о до 1280 С, медленно охлаждены от 1280 до 1050°С в течение одного часа и затем закалены в воде или подвергнуты воздущному охлаждению (быстрому охлаждению) или охлаждению в печи. В результате этого опыта были получены все без исключени  структуры III. Однако предел полззд1ести сталей, закаленных в воде или охлажденных на воздухе, выше Предела ползучести сталей, охлаждаемых в печи, который не намного выще предела ползучести сталей , подвергнутых известной термообработке, при которой стали нагревали до температуры 1280 С и затем сразу же закаливали в воде. Причиной зтому  вл етс  то, что во врем  охлаждени  в печи карбиды осаждались на границе раздела зерен вместе с уменьшением количества карбидообразуюших элементов, которые содержались в качестве твердого раство ра в матрице, что вело к уменьшению количества карбидов, осаждающихс  в матрице, вследствие чего эффективность осаждени  карбвдов на Л1шии раздела зерен снижаетс . Предпочтительно после медленного охлаждени  заканчивающегос  при температуре, лежащей в пределах между 950 и 1250 С, осуществить закалку в воде или воздушное охлаждение сталей до комнатной температуры с целью ускорени  скорости охлаждени . Хот  вышеприведенное описание касаетс  поковок из предлагаемых сталей, оно с таким же успехом может относитьс  к отливкам из этих сталей. , Пример. В табл. 8 сведены результаты опытов со стал ми, содержащими 25% хрома и 15% никел . Известный материал поковки (образец № 81) имеет гораздо более низкий предел ползучести или прочности, чем высокоуглеродистый материал отливки (образец № 80). Образцы №№ 82 и 84, которые были подвергнуты обычной растворной термообработке , имеют более высокий предел ползучести , чем низкоуглеродистый образец № 81 но значительно более низкий предел ползучести , чем у материала отливки (образец № 80). ; Напротив, образш 1 83 и 85 имеют более высокий предел ползучести, чем образцы N 8 82 и 84, име  практически тот же предел текучести , что и отливки № ВО. П р и м е р 2. В табл. 9 сведены результаты опытов со стал ми, содержащими 25% хрома и 20% никел . Образцы №№ 92 и 94 из высокоуглеродистой стали, которые были подвергнуты известной растворной термообработке , после ковки также, как и образец № 91 из низкоуглеродистой стали, имели более низкую прочность по сравнению с образцомотливкой № 90 из высокоуглеродистой литейной стали. Напротив, образцы №№93 и 95 имели ту же прочность, что и образец № 90. Образцы №№ 96 и 97 иллюстрируют изобретение . Образец № 96 был нагрет до температуры 1280 С в течение 30 мин и сразу же помещен в другую печь, где он находилс  в течение 20 мин при , после чего был подвергнут закалке в воде. Образец № 97 в течение 30 мин бал нагрет до 1280 С, после чего помещен в охлаждающую печь с температурой 1100 С, где выдерживалс  в течение 10 мин, после чего еще в течение. 10 мин был подвергнут закалке в воде. Оба образца №№ 96 и 97 показали ту же прочность, что и образец N 90. Пример 3. Б табл. 10 сведены результаты опытов со стал ми, содержащими 15% хрома и 35% никел , а в табл. II сведены результаты опытов со стал ми, содержащими 19% хрома и 41% никел . Образцы NW 1101 и 1201 из низкоуглероднстой ковочной сталии образцы 1102, 1104, 1202 и 1204 из ковочной стали, содержащей свыше 0,15% углерода, подвергнутые известной растворной термообработке , показали чрезвычайно низкую прочность по сравнению с образцами 1100 и 1200 ИЗ высокоуглеродистых литьевых сталей. Например , образцы NN 1103, 1105 и 1203 и 1205 из сталей в соответствии с изобретением имеют ту же прочность, что и указанные образцы UOO и 1200 из высокоуглеродистых литьевых сталей. Результаты примеров говор т о превосходных характеристиках сталей, получаемых в соответствии , с изобретением, в частности о высоком пределе ползучести сталей. Жаростойкие стали могут использоватьс  дл  изготовлени  труб, примен емых в устройствах дл  осуществлени  реформинга и крекинга, а также в теплообменных устройствах, где требуетс  высока  прочность материала труб, работающих при повышенных температурах, т.е. выше 85(f С, Указанна  прочность предлагаемых в соответствии с изобретением сталей, работающих при повышенной температуре, позвол ет получать из них трубы с более тонкой стенкой. Кроме того, стали, получаемые в соответствии с насто щим изобретением, обладают превосходными характеристиками, которые делают их годными дл  ковки, проката, выдавливани . Свойства предлагаемых сталей позвол ют получать из них трубы с наружным диаметром 10 -мм и толщиной стенки менее 1 мм, которые, в частности, год тс  дл  теплообменников , а также трубы длиной свыше 10 м. Таким образом, количество сварных игеов, которые при реформинге, крекю1ге и в теплообменнике могут стать с течением времени причиной выхода из стро  труб, сводитс  до миниму;иа.

Кроме этого, внутренн   поверхность труб, получаемых из стапей в соответствии с изобретением , не имеет деффектов, что дает возможность получать трубы с очень тонкой стенкой и делает их годными дл  применени  в теплообменниках, поскольку они обладают хорошей тегшопередающей способностью, и в то же врем  устран етс  веро тность быстрого науглероживани  трубы в восстановительной атмосфере,

Таблица 1

100

0,40 24,91 19,92 Литье

1,90

Таблица 2

Таблица 3

РасплавРасплав

,„ «

III- III- о--- оо ( , Р- Ч Ч о ел in „ -и

с оо f rj iX iX о оГ о о

--- - (N-i(Nfs)

(NOTfr r-c N С - О r рО ГО О О ОО t--

оо f- оо оо о оС tn t irT WT

,-1-j(l Hr4r rslfSfN

s

1 001ЛГ40О- -ОГ 1П

ог--очоО-1г - -а

ooooooooooo

r-I - fN-cr-1-ifNfOrJ-V-) OO-i-HtNr rorOr mm

.lit- Tftrttl-Tj- Tt

о о w-1 о о Ln о

o Ю о t t VO VO

00

о OO /iLriioir ir )OOO CNVOOOOCKOO

о о о - о - -Г -Г -Г

о о о о О

о о

о г t 00 ch

-I о о о о -- о

) xOf I --iOsC t t t--rо о

о о о

(

-I- -i о о о о о сГ - -

о «л in

tn «л о о in 1Г)

- о Ю оо ON О о

о о о о о о

пЛООООппОО )t--oOONOOOO-i

oooO-i-i- o - ::; l oomo oo 0rr )rNi

ОТ.гчщОч - г г ш

00 2 ri in OS о о о t---i- rNlc4rO-

оочэтпг сзчоо-- - O oq co 42 oq r-- Oj ON

t 00 oo Ch in J- in ON ,j,r-)r-irofN-г

cor oocNoO n-)tnoo in O r- 4D О -I ON rJ

o CD o o сэ cT o o o

СЧ in rO fN

m m (

1

1265

1250

1200

1150

1100

1050

1000

950

900

850

0,43 25,83 20,41 2,10 15,01 - 1,01 24,93 840,94 Q,61 -J - Таблица 6

Таблица 7

1,00

1,90

Таблица 8 |В воде 1280С 30 мш, закалка 1,80 1,15 Сопостави- в воде 1280 СЗОмнн, 2,50 1,65 Предлагае1050 С 30 мин, закалка ма  в воде

Формула и-зобретени 

Способ термической обработки деформируемого аустенитного сплава, преимущественного состава, вес.%:

Углерод0,1-1,0

Кремний0,01-3,0

Марганец0,01-10,0

Хром13,0-35,0

Никель15,0-50,0

Железо и примесиОстальное

включающий нагрев, выдержку и закалку,

Структура (i)

о 1 л и ч а ю щ и и с   тем, что, с целью повышени  предела ползучести, сплав нагревают в интервале температур от 1150 до линии солидуса за .10-30 мин , охла сдают до 950 С в течение 5,0 с-1,0 ч, после чего производ т закалку в воде или на воздухе.

Источники информации, прин тые во внимание при экспертизе

1.Гудремон Э. Специальные стали. Том I, 1966, с. 638.

2.Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М., Металлурги , 1969, с. 167-180.

Cmpy/ffnyffo (S)

Структура (Ш

Структура (JV)

J; JV

-Г ЖS5

V VI/.

I ™- f4i,

, bWp г .-.

с2

. О -.о

- -V 0

П - v

li)

л. с 0 D

Я 0 fff(f)

М

gi ( q Г rt

700 (%)