Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Структура и свойства коррозионностойких азотосодержащих аустенитных сталей 6
1.1 Влияние азота на структуру и свойства сталей. 6
1.2 Физикомеханические и химические свойства стали 13
1.3 Технологичность высокоазотистых сталей. 23
Глава 2. Материал и методы исследования 30
2.1 Материал 30
2.2 Выплавка и горячая деформация слитков 32
2.3 Структурные методы исследования 36
2.4 Механические испытания. 37
Глава 3. Влияние легирования на структуру и свойства коррозионно-стойких аустенитных азотосодержащих сплавов . 43
3.1 Влияние легирования на предельную растворимость азота в коррозионностойких низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr-Mn-Mo-N. 43
3.2 Влияние химического состава на структуру и механические свойства сплавов . 54
3.3. Закономерности формирования структуры и механических свойств сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф в литом состоянии. 58
Глава 4. Влияние термической и пластической деформации на физикомеханические и химичесие свойства сплава 06Х22АГ15Н8М2Ф 67
4.1 Влияние термической обработки на структуру и механические свойства сплава. 67
4.2 Влияние режимов горячей прокатки на структуру и механические свойства сплава . 74
4.3 Исследование усталостной прочности и вязкости разрушения сплава 91
4.4 Исследование коррозионной стойкости сплава. 109
Глава 5. Исследование технологических свойств полуфабрикатов, изготовление и испытание деталей из сплава 06Х22АГ15Н8М2Ф промышленной выплавки . 121
5.1 Исследование свариваемости сплава. 121
5.2 Исследование обрабатываемости резанием при точении. 126
5.3 Исследование обрабатываемости давлением сплава. 132
5.4 Исследование и испытание мединструмента, судовой арматуры и крепежа. 134
Основные выводы 144
Список литературы 147
- Физикомеханические и химические свойства стали
- Выплавка и горячая деформация слитков
- Влияние химического состава на структуру и механические свойства сплавов
- Влияние режимов горячей прокатки на структуру и механические свойства сплава
Введение к работе
В настоящее время имеется явно выраженная тенденция к расширению применения азота как легирующего элемента в коррозионно-стойких сплавах на основе железа. Азот как легирующий элемент в таких сплавах превосходит другие элементы по аустенитообразующей и упрочняющей способности. Использование азота в этих сплавах позволяет решать проблемы повышения прочности и экономии дорогих и дефицитных легирующих элементов, таких как никель, кобальт, медь и марганец. Кроме того, имеется возможность создавать сплавы с лучшими по сравнению с характерными для традиционных сталей уровнями и сочетаниями физико-механических и технологических свойств.
Высокоазотистые аустенитные коррозионно-стойкие стали являются перспективным материалом для высоконагруженных изделий, работающих в условиях одновременного воздействия высоких статических, динамических и циклических нагрузок и коррозионной среды. Использование для этих изделий широко применяемых в технике коррозионно-стойких сталей типа Х18Н10 (AISI 304) и Х17Н12М2 (AISI 316) затруднительно из-за их низкой прочности. Применение для указанных изделий из высокопрочных хромоуглеродистых сталей типа 40X13 и 90X18 также затруднительно, так как они не обеспечивают требования по коррозионной стойкости. Изделия из высокоазотистых коррозионно-стойких аустенитных сталей в основном изготавливаются по традиционной технологии, включающей пластическую деформацию. Значительное количество литых деталей судовой арматуры сложной формы, работающих в условиях воздействия повышенных напряжений и коррозионной среды изготавливается из бронз, спецсплавов на основе титана и стали 0Х18Н10Т. Эти изделия работают в условиях воздействия высоких нагрузок и таких сред как: морская вода, пар с температурой до 500 С, техническая вода, конденсат, дистиллят, воздух высокого давления. Основными недостатками указанных материалов
являются их высокая стоимость, низкий уровень прочности и недостаточная коррозионная стойкость стали 08Х18Н10Т. Применение высокоазотистых аустенитных сталей для литых изделий ограниченно из-за отсутствия промышленной технологии их получения. Не изучены структура и физико-механические свойства этих сталей в литом состоянии.
Легирование азотом коррозионно-стойких аустенитных сталей является одним из перспективных путей создания нового материала и технологии производства из него медицинского инструмента. Это позволит качественно, наименее травмирующим образом, без токсикологического воздействия и без износа самого инструмента проводить любые, требуемые хирургией манипуляции с тканями человеческого организма. Внедрение результатов данной работы позволит улучшить качество хирургических операций и эффективность реабилитации больных за счет повышения прочности и износостойкости инструмента, при сохранении, либо повышении его коррозионной стойкости. В России в настоящее время нет качественной стали для медицинского инструмента, т.к. применяющиеся либо не обладают необходимой коррозионной стойкостью, при высокой прочности (это означает токсикологический ущерб из-за попадания продуктов коррозии в организм и коррозионный износ инструмента), либо не обеспечивают необходимого уровня прочности. Важным требованием к материалу для медицинского инструмента является его свариваемость и технологичность при обработки давлением и резанием.
С учетом этого новая коррозионно-стойкая аустенитная азотистая сталь имеет перспективу стать основной сталью в России для производства хирургического инструмента общего назначения и деталей судовой арматуры.
Физикомеханические и химические свойства стали
К числу важнейших механических свойств, которые определяют долговечность деталей из азотосодержащих коррозионностойких аустенитных сталей относятся характеристики усталостной прочности [36, 37]. В работе [38], показано, что для стали 316LN (Х16Н12М2) характеристики малоцикловой усталости улучшаются с возрастанием содержания азота до 0,12%, а в интервале от 0,12 до 0,25% долговечность остается постоянной. В работе [39] отмечено, что ни содержание азота, ни холодное деформирование, ни деформационное старение не приводит к существенным изменениям характеристик малоцикловой усталости.
В работе [40] рассмотрены обобщенные данные по влиянию суммарного количества углерода и азота в нержавеющих аустенитных сталях на пределы усталости, полученные при симметричном цикле нагружения с частотой 50Гц на базе испытания 107 циклов нагружения в воздушной среде и растворе Ringer (0,8 г. NaCl; 0,02 г. КС1; 0,02 г. СаС12 ; 0,1 г. NaHC03; на 100 г. воды), который моделирует химический состав жидкости человека. Было показано, что раствор Ringer заметно снижает уровень циклической прочности. Сравнение уровней пределов усталости сплавов титана, кобальта и нержавеющих аустенитных сталей, испытанных в растворе Ringer, в зависимости от значений предела прочности показало, что до уровня предела прочности 1200 МПа эти материалы имеют примерно одинаковый уровень предела усталости [40]. В работе [41] также изучали влияние холодной деформации на 20% на усталостную прочность (частота нагружения 50 Гц, база испытания - 2.10б циклов) в растворе Ringer аустенитной нержавеющей Сг - Мп - Мо стали с 1% содержанием азота. Сравнение с испытаниями на воздухе показало, что долговечность при низких напряжениях при испытании на воздухе была больше и предел усталости на воздухе составлял 375 МПа, в растворе - 315МПа. Зарождение усталостных трещин происходит по границам зерен, а распространение - внутризеренно.
Влияние размера зерна и содержания азота (0,14 и 0,294 вес.%) на характеристики статической прочности и малоцикловой усталости аустенитных нержавеющих сталей 316LN (0,024С; 0,50Si;l,16Mn; 0,025Р; 17,4Cr; 10,01Ni; 2,76Мо; 0,42Си; 0,140N, вес.%) и 316HN (0,027С; 0,47Si; 0,99Мп; 0,017Р; 21,6Cr; 9,83Ni; 2,64Мо; 0,04Cu; 0,294N, вес.%) изучали в работе [42]. Усталостные испытания проводилваи в условиях растяжения -сжатия с постоянной общей амплитудой деформации за цикл нагружения. Было показано, что статический и циклический пределы текучести в зависимости от размера зерна изменяются в соответствии с уравнением Холла - Петча. Циклический предел текучести определяли из кривых циклического деформирования с допуском на пластическую деформацию 0,2%. В обеих сталях с уменьшением размера зерна циклическая прочность возрастает и значения статического предела текучести лежат выше, чем значения циклического предела текучести. Увеличение содержания азота в аустенитной стали повышает как статический, так и циклический предел текучести, что связывают с повышением напряжения трения и подавлением поперечного скольжения.
Влияние температуры испытания в интервале 298 - 873К на долговечность при малоцикловой усталости (осевое растяжение - сжатие, амплитуда общей деформации за цикл нагружения 0,6%) изучали в работе [37] на образцах из азотосодержащей аустенитной нержавеющей стали 316L (0,0021С; 1,74Мп; 12Ni; 17Cr; 2,4Мо; 0,078N вес.%). Образцы после закалки от 1100С в воде имели средний размер зерна 85 мкм. Показано, что температурная зависимость долговечности имеет максимум при 300С, а затем с повышением температуры испытания она резко падает. При всех температурах испытания на кривых циклического упрочнения в координатах амплитуда напряжения - число циклов нагружения вначале наблюдается циклическое упрочнение, а затем, после достижения максимума при всех температурах кроме комнатной, разупрочнение. При комнатной температуре на кривой циклического упрочнения наблюдается горизонтальная площадка (стадия насыщения), а уже затем следует резкое разупрочнение. Наименьший уровень циклического упрочнения наблюдается при температуре 300С, при которой наблюдается максимум циклической долговечности. При всех температурах испытания зарождение и распространение усталостных трещин происходит внутризеренно вдоль планарных полос скольжения. Первая стадия поверхностных трещин охватывает около 2-3 зерен. Резкое уменьшение долговечности при температурах свыше 300С связано с эффектом динамического деформационного старения. Меньшая долговечность при 25С, по сравнению с температурой 300С, связана с более короткими стадиями зарождения и распространения трещин из - за образования мартенсита деформации в процессе циклического деформирования. В работе [36] изучали малоцикловую усталость двух аустенитных нержавеющих сталей SUS304 (04X18Н9 с 0,04% N) и SUS304 N (05X19Н8 с 0,21% N). Испытания на усталость проводили в условиях постоянной амплитуды напряжения. Установлено, что усталостная долговечность стали 304N с повышенным содержанием азота меньше, чем у стали 304 в области больших амплитуд напряжений (аа 430МПа), а в области малых амплитуд ( 430 МПа) долговечность стали 304N больше, чем у стали 304. Число циклов для зарождения усталостных трещин в стали 304 намного меньше, чем в стали 304N. Скорость распространения усталостной трещины в стали 304 выше, чем в стали 304N в области малых амплитуд напряжений. Однако, в области больших амплитуд напряжения наблюдается обратная картина. Увеличение содержания азота повышает стабильность аустенита. Поэтому, в процессе усталостных испытаний в стали 304 протекает заметное превращение аустенита в мартенсит, а в стали 304N такого превращения почти не происходит. В работе [43], при сравнении характеристик малоцикловой усталости (испытания с постоянной амплитудой деформации за цикл) стали 304 с азотосодержащей сталью (0,007С; 20,04Сг; 6,67Ni; 8,73Мп; 0,3 IN, вес.%) было показано, что долговечность выше у азотосодержащей стали при всех амплитудах деформации.
Выплавка и горячая деформация слитков
Сталь марки 05Х22АГ15Н8М2Ф выплавляли на ОАО «Металлургический завод Электросталь» в индукционной печи, с последующим электрошлаковым переплавом (Ш) на два слитка с маркировкой Ш-16774 и Ш-16777. Выплавка исходного металла производилась в однотонной открытой индукционной печи СПЦ-4 в соответствии с технологической инструкцией И-9-97 и рекомендацией ПИЛ С-82-03. В завалку были использованы отходы подходящего химического состава, а именно: кусковые отходы 03Х17Н14МЗ и отходы стали ЭП750, составившие суммарно 30% от веса завалки. Кроме того, в завалку был присажен никель HI-У и Армко-железо производства Оскольского металлургического завода.
В конце периода расплавления в металл были присажены металлический марганец и марганец высокоазотированный. После проверки химического состава, включая содержание азота, химический состав был скорректирован добавками соответствующих ферросплавов (ферромарганца, феррохрома, ферромолибдена).
После полного расплавления шихты и усвоения ферросплавов при температуре 1520-1530С шлак снимали и заводили новый из извести и флюса АНФ 1-3-0 (5 кг/тн и 0,5 кг/тн соответственно). Шлак раскисляли порошкообразным силикокальцием в количестве 3 кг/тн.
После осветления шлака металл делегировали ферросилицием 75%. За 10 минут до выпуска присаживали феррованадий. Конечное раскисление металла проводили присадкой кальция металлического на 0,1%.
Продолжительность рафинировки (от укачивания шлака до выпуска) составляла 20 минут. Температура металла перед выпуском была 1550 С, в ковше- 1530 С.
Металл был разлит сверху, в электродные слитки 0 250 мм, в атмосфере аргона, с засыпкой прибыльной части экзосмесью. Скорость наполнения до прибыли составила 82 -87 сек, общая продолжительность 2 минуты.
Электрошлаковый переплав чищеных электродов до 0 250 мм с приваренными инвентарными головками исходных плавок № 93978 и № 93980 стали 05X22АГ15Н8М2Ф-Ш производили в кристаллизаторе 0 320 мм в соответствии с ТИ № ЭШ-25-98, группа 2, и рекомендацией ЦИЛ № Ш-200-03. Из-за пониженного содержания марганца в исходном металле, в соответствии с рекомендацией в исходный флюс добавляли марганец металлический. Замечаний в процессе ЭШП не было, в результате были получены два слитка, которым была присвоена вышеупомянутая маркировка Ш-16774 (1сл.) и Ш-16777 (1сл.). Охлаждение слитков - на воздухе.
Поверхность слитка плавки Ш 16777 - хорошая. На слитке пл. Ш-16774 - электропробой, который был подточен.
Нагрев и ковка на молотах слитков 0 320 мм плавок Ш-16777 и Ш-16774 стали 05Х22АГ15Н8М2Ф-Ш производились в соответствии с технологической инструкцией ТИ131-К1-02 и распоряжением № Р5-609-03.
Нагрев слитков 0 320 мм производился в методической печи №1. Температура нагрева под деформацию по диаграмме 1130-1140 С (по распоряжению - 1160±20С). Время выдержки в сварочной зоне - 1 ч 45 мин. При ковке на поверхности слитка 0 320 мм плавки Ш - 16774 было обнаружено небольшое количество трещин, металл был удален из печи в виде заготовки квадрат 250 мм. После шлифовки заготовки квадрат 220-230 мм были продеформированы на прессе с получением промежуточной заготовки 0 180 мм. Температура нагрева заготовок под деформацию - 1180 С. При ковке образовались единичные рванины. От заготовок 0 180 мм на станке горячей резки были отрезаны по 2 заготовки. После подогрева они были осажены на шайбы высотой 65 мм и после зачистки поверхности от дефектов были продеформированы на прессе на заготовки квадрат 130 и 120 мм. По результатам наблюдений за предыдущими переделами рекомендовано поднять температуру нагрева перед деформацией до 1200 С. Шлифованные заготовки D 130 мм (Ш-16777) и D 120 мм (Ш-16774) проковали на молотах на чистый сорт 0 100 и 0 50 мм без замечаний. Температура нагрева под деформацию составляла 1200С. Металл был термически обработан в малых камерных печах термического цеха по режиму: нагрев до 1100С с выдержкой 2 часа, охлаждение в воде.
Влияние химического состава на структуру и механические свойства сплавов
Структура и уровень физико-механических свойств исследованных азотосодержащих Cr - Mn - Ni - Mo аустенитных сплавов (плавки 1-11 таблица 2.1), выплавленных в лабораторных печах в закаленных и горячедеформированных состояниях существенно зависит от их химического состава. Во всех сплавах после горячей прокатки при 1100С и закалки от 1100С наблюдали мелкозернистую (табл 3.2.1) аустенитную структуру с большим количеством двойников, что характерно для азотосодержащих сплавов в связи с пониженной энергией дефектов упаковки азотосодержащего аустенита. В горячедеформированном состоянии сплавы не содержали ферромагнитной фазы (8 - феррита) и были практически немагнитны (ц 1,01 Гс/э ). В структуре сплавов 04Х22АГ16Н6М2Ф с 0,36% N (плавка 3), 04Х22АГ16Н8М2Ф с 0,47% N (плавка 4), 07Х24АГ10Н7МФ с 0,45% N (плавка 5) и 05Х21АГ6Н4МФ с 0,44% N (плавка 6) после прокатки наблюдали пластинчатой формы частицы немагнитной а - фазы, содержащие кроме хрома и железа повышенное количество молибдена. Особенностью структуры сплава с а - фазой, неравномерно распределенной по объему аустенитных зерен, является их разнозернистость. Средний размер зерна аустенита у сплавов плавок 3 — 5 растет с увеличением количества о - фазы в их структуре ( таблица 3.2.1), обуславливающей значительное снижение пластичности и ударной вязкости (таблица 3.2.2). Объемная доля а - фазы в этих сплавах зависит от соотношения [Сг] + 2 [Мо] + 4 [V] /[N] + [С] масс.%. В структуре вышеотмеченных сплавов плавок 3-6 после закалки от 1100С наблюдали феррит в количестве соответственно 7; 3,5; 4 и 2% и размер зерна аустенита 30; 27; 23 и 24 мкм ( таблица 3.2.1). Более мелкозернистую аустенитную структуру имели сплавы типа Х19АГ10Н7М2ФБ легированные ванадием и ниобием (таблица 3.2.1, плавки 7 - 10) и содержащие в структуре небольшое количество некрупных ( 1 мкм) нитридных частиц, не растворившихся при нагреве под закалку. По величине пластичности (5 и у) и ударной вязкости сплавы плавок 7-10 существенно превосходят сплавы плавок 3-5 (таблица 3.2.2). В структуре сплава 03Х22АГ16Н15МБ (плавка 11) с повышенным содержанием ниобия (0,3%) после закалки наблюдали большое количество крупных частиц нитридов ниобия не растворившихся при нагреве под закалку, с которыми в значительной мере связано снижение ударной вязкости (таблица 3.2.2). Повышенное содержание в этом сплаве никеля (15,2%) и азота (0,62%) не должно приводить к улучшению механических свойств их сварных соединений из-за значительного содержания азота в сварном шве, образование большого количества пор не допустимых размеров, а так же, выделений в зоне термического влияния преимущественно по границам зерен нитридов хрома.
Лучшее сочетание показателей прочности, пластичности и ударной вязкости, немагнитности и коррозионной стойкости получено у сплавов 06Х21АГ14Н7М2Ф (плавка 1) и 07Х21АГ16Н8МФ (плавка 2) после закалки. Эти сплавы с высоким содержанием азота (0,51%) незначительно отличаются между собой по содержанию ванадия и молибдена. Химический состав сплавов плавок 1 и 2 обеспечивает получение после закалки и горячей прокатки мелкозернистую аустенитную структуру в которой отсутствуют ферромагнитная фаза (5 - феррит) и охрупчивающие сплав а — фаза и карбиды хрома типа СггзСб- Расчет коэффициента питтингообразования по известной формуле Эп=%Сг + 3,3 %Мо + X %N показывает, что химический состав плавок 1 и 2 обеспечивает высокое сопротивление образованию питтингов. Как правило, его принимают равным от 16 до 30. При Х= 16 и 30 -Эп= 34 и 41 соответственно для плавки 1, и Эп= 33 и 40 для плавки 2.
Анализ результатов исследований литых заготовок диам. 20 мм сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф [90] показал, что в процессе кристаллизации формируется направленная тонкостолбчатая структура с ориентированными вдоль оси заготовки дендридными осями первого порядка. После термической обработки такая структура сохраняется, однако меняется морфология дендридных областей от остроконечной к более глобулярной в результате протекания диффузионных процессов (рис 3.3.1).
По данным электронной микроскопии для субструктуры аустенита литого сплава характерно наличие: малоугловых границ, которые фрагментируют крупные аустенитные зерна; дислокационных скоплений небольшой плотности около малоугловых границ; волнистых границ зерен и небольшого количества дисперсных выделений на границе зерен .
Твердость заготовок литого сплава после гомогенизации при 1200 С-3 час с последующей закалкой от 1100С составляет HV 212 (таблицаЗ.3.1). Последующий отпуск при 500 С приводит к повышению твердости, что связано с образованием в структуре дисперсных нитридных фаз. Снижение твердости при температурах 600-700С обусловлено коагуляцией этих частиц. По данным рентгеноструктурного анализа в структуре литого сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф содержится 100% аустенита.
Влияние режимов горячей прокатки на структуру и механические свойства сплава
Зависимость твердости сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф от температуры прокатки с обжатием 10, 20, 50 и 70%. При степени деформации более 30% повышение температуры горячей прокатки с 800 до 900С не вызывает изменения твердости. Дальнейшее увеличение температуры горячей прокатки до 1000 и 1100С вызывает снижение твердости (рис. 4.2.1) по сравнению с результатами прокатки при более низких температурах. Увеличение степени обжатия от 0 до 90% при температурах прокатки 1000 и 1100С повышает твердость не более чем на 12-15%. Таким образом, зависимости твердости от температуры прокатки имеют температурные максимумы, что наглядно иллюстрируется рис.4.2.2, где построены такие зависимости для прокаток с обжатием 10, 20, 50 и 70%.
При прокатке с заданной степенью обжатия 10% максимальная твердость будет достигаться в результате горячей прокатки при 900С, а при заданной степени обжатия 70% максимум твердости будет достигнут при нагреве под прокатку до 850С. Максимальный уровень твердости обусловлен наибольшим накоплением дефектов кристаллического строения в процессе деформации. Влияние температуры на положение этого максимума можно связать с ускорением процессов перераспределения и взаимодействия этих дефектов при большей их плотности.
Средний размер зерна (Dcp) сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф после прокатки с разными степенями обжатия при температурах 700-1100: а -измеренный в продольном сечении прокатанных сегментов, б - в поперечном сечении. С повышением температуры прокатки средний размер зерна возрастает. При этом с увеличением степени обжатия от 10 до 90% наблюдается уменьшение размера зерна на 40-45% по сравнению с нагревом до этой же температуры, но без прокатки (рис.4.2.3 а). Измерения среднего размера зерна в поперечном сечении показали, что при температурах прокатки 700-1000С он лишь на 2-3 мкм больше, чем в продольном сечении, т.е. зерна практически равноосные (рис.4.2.3 б). Прокатка при температуре 1100С вызвала неравноосность: в поперечном сечении размер зерна с увеличением степени деформации уменьшается не столь интенсивно.
Было проведено сравнение микроструктур сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф до и после прокатки клиньев при температурах 700-1100С. Структуры сплава до начала прокатки после изотермической выдержки в течение 40 минут при температурах 700, 800 и 900С представляют собой неоднородные по размеру равноосные зерна аустенита размером, как указано на рис. 4.2.3 а при є=0%. После выдержки при 800С по границам зерен наблюдается небольшое количество (—3%) нитридной фазы типа CbN, выделившейся по механизму прерывистого распада. При температурах 1000С и выше эта фаза не наблюдается, очевидно вследствие прошедшего процесса ее растворения. Структура сплава после выдержки при температурах 1000 и 1100С имеет однородные, равноосные зерна аустенита размером, как указано на рис. 4.2.3 а (29 и 45 мкм). Отмечается наличие большого числа двойников отжига, образование которых обусловлено увеличением концентрации азота в аустените в результате растворения нитридов хрома. Другим следствием повышения концентрации азота в сплаве при растворении нитридов при этих температурах является повышение коррозионной стойкости сплава. Это проявляется в заметном ухудшении травимости шлифов. Деформация 10% в интервале температур 700-900 С не оказывает заметного влияния на форму зерен. При этой деформации и температурах в структуре по-прежнему наблюдаются выделения псевдоперлитных колоний нитридов хрома. При дальнейшем увеличении деформации от 20 до 90% при температурах 800, 900 и 1000С, деформации от 20 до 40% при температуре 700С и деформации от 10 до 80% при температуре 1100С зерна и нитридные колонии вытягиваются вдоль направления прокатки.
Степень деформации оказывает существенное влияние на температуру начала рекристаллизации. При степени деформации 20%) температура начала рекристаллизации - 1100С. С увеличением деформации до 40% температура начала рекристаллизации снижается до 1000 С. При дальнейшем увеличении степени деформации объемная доля рекристаллизованных зерен при температуре деформации 1100 С составляет около 40%.
