способ обработки стареющих аустенитных сталей

Формула изобретения

Способ обработки стареющих аустенитных сталей, включающий закалку и воздействие взрывной ударной волной, отличающийся тем, что перед воздействием взрывной ударной волной осуществляют нагрев стали 600 650^oС изотермической выдержкой 5 6 ч.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области термической обработки металлов и сплавов и может быть использовано в машиностроительной и других областях промышленности, которые являются потребителями высокопрочных аустенитных сталей.

Известны способы упрочнения сталей с использованием в качестве упрочняющей обработки энергии взрыва /1,2/.

Эти известные способы упрочнения с использованием энергии взрыва можно применять к любым конструкционным сталям. В качестве ближайшего аналога выбран известный способ упрочнения /3/. В способе аустенитную сталь 55Х4Г18 упрочняли косой ударной волной с амплитудой А=15,00,5 ГПа. Этот метод наиболее близок к предлагаемому по технической сущности: использовалась как аустенитная сталь близкого состава, так и аналогичный способ возбуждения косых ударных волн и с той же амплитудой.

Однако этот известный способ упрочнения не обеспечивает получения достаточно высокого уровня предела текучести. Это связано с тем, что в известном способе не использованы факторы, которые можно использовать для дополнительного упрочнения материалов.

Техническим результатом изобретения является повышение предела текучести стали.

Технический результат достигается тем, что в известном способе упрочнения аустенитных сталей, включающем нагрев до 1100^oC, закалку с этой температуры и обработку косыми ударными волнами, перед этой обработкой проводят предварительный нагрев образцов до температур 600-650^oC с изометрической выдержкой в течение 5-6 часов. Благодаря этому предварительному отпуску в аустенитных зернах наблюдается выделение дисперсных частиц, которые имеют прочность более высокую, чем аустенит. Частицы равномерно распределяются внутри зерен аустенита и упрочняют сталь. Под действием ударных волн повышается плотность дислокации в аустените. При движении в аустените дислокации взаимодействуют с частицами и закрепляются ими, что также повышает прочность. Оптимальные условия распада пересыщенного твердого раствора позволяет получить высокую прочность без нарушения сплошности материала. Уменьшение температуры нагрева ниже нижнего предела заявляемого интервала оптимальных температур 600-650^oC уменьшает прочность из-за недостаточного количества частиц, а увеличение температуры выше верхнего предела приводит к укреплению частиц и неравномерному их выделению. Последний процесс снижает прочность и пластичность стали. Следовательно, повышение прочностных свойств благодаря предлагаемому методу обработки по сравнению с известным происходит за счет двух факторов: 1) закрепления дислокаций, возникающих при прохождении по материалу ударной детонационной волны, частицами новой фазы; 2) наличия дисперсных частиц новой фазы. При этом необходимо отметить, что нагрев стали до оптимальных температур заявляемого интервала осуществленный не до, а после воздействия на твердый раствор ударной волной, не дает повышения предела текучести. Это связано с тем, что дислокации, возникающие в аустените в результате воздействия ударных волн, будут аннигилировать при последующем нагреве. Сведений об использовании распада пересыщенного твердого раствора фазы, проведенного до воздействия ударной волны с целью повышения предела текучести, в литературе не обнаружено.

Пример. В качестве материала, упрочненного известным и предлагаемым методами, использовались сталь следующего состава, мас. 0,43 C, 18,3 Мп, 3,5 Cz, 1,2 V, остальное железо). Эта сталь является характерной для аустенитных сталей, которые после закалки представляют собой пересыщенный твердый раствор. Повышение предела текучести с помощью предлагаемого метода доказывает принципиальную возможность улучшения прочности аустенитных сталей, легированных карбидообразующими элементами. Слиток указанной стали выплавляли в открытой индукционной печи, проковывали на прутки в интервале 1200-1100^oC и охлаждали на воздухе. Далее прутки разрезали на заготовки, нагревали их до 1100^oC, проводили изометрическую выдержку в течение двух часов и закаливали в воде. Из заготовок получали шлифованные пластины размером 95457,5 мм. Пластины помещали в специальное устройство, где обрабатывали их косыми ударными волнами, создаваемыми скользящей детонационной волной контактных зарядов. Ударные волны с амплитудой A=15,00,5 ГПа распространялись вдоль длинной стороны пластины. В результате нагружения пластины не испытывали значительного формоизменения и остаточная деформация не превышала 2% Измерения механических свойств проводили на установке ИМР-4 по стандартной методике. Образцы вырезали вдоль короткой стороны пластины у входа и выхода ударных волн. Значения, приводимые в таблице, являются средними из 6 измерений. Исследование структуры проводили методами оптической и электронной микроскопии тонких фольг. После закалки исследованная сталь 40Х4Г18Ф имеет аустенитную структуру, сохраняющуюся при охлаждении вплоть до -196^oC. При металлографическом и электронно-микроскопическом изучении закаленного состояния видны двойники отжига и частичные дислокации Шокли с протяженными дефектами упаковки между ними. Эти наблюдения свидетельствуют о низкой энергии дефектов упаковки материала. После обработки по известному варианту в аустените появляются многочисленные микродвойники деформации и пачки микродвойников по нескольким системам сдвига 111} Кроме деформационных двойников, обнаружено изначальное количество кристаллов мартенсита. Они имеют вид тонких прослоек, параллельных двойникам. Между деформационными двойниками видны дислокации, которые в некоторых местах начинают формироваться в ячейки. Появление в аустените деформационных двойников и дислокации и обусловливают некоторое увеличение предела текучести _0,2 (таблица 1).

Предлагаемый заключительный режим обработки состоит из двух операций: предварительного нагрева с целью распада пересыщенного твердого раствора и последующего воздействия ударных волн. Нагрев стали на 600^oC и изотермическая выдержка в течение =6 ч приводит к появлению в аустените равномерно распределенных частиц карбида УС диаметром 5-10 нм. Повышение температуры нагрева с 600 до 650^oC (t=6 ч) слабо влияет на увеличение диаметра частиц, но повышает их количество. Основная масса частиц имеет диаметр 10 нм, хотя встречаются частицы диаметром 15 нм. При этой температуре выявляется незначительная неравномерность распределения частиц, которые появляются на границах зерен и имеют размеры от 50 до 80 нм. Сильная неоднородность в распределении частиц, и особенно по границам зерен, наблюдается при нагреве стали при 700^oC t=6 ч). Кроме карбидов ванадия, на границах зерен выявляются карбиды хрома Cr₂₃C₆ размером до 0,20,3 мк. Структура стали после предлагаемой обработки более сложная, чем после известной. Движущиеся дислокации взаимодействуют с карбидными частицами, что проявляется в размытости и "турбулентности" полос деформации. Взаимодействие пакетов деформационных двойников с частицами приводит к появлению вокруг карбидов многочисленных дислокаций. Предлагаемый метод при температуре нагрева T_с=600^oC позволяет повысить предел текучести в 1,3 раза. Эта основная характеристика прочностных свойств для аустенитных сталей. Другая характеристика прочностных свойств временное сопротивление - изменяется слабее. При увеличении температуры нагрева до 650 и 700^oC предел текучести увеличивается в 1,5 и 1,6 раза соответственно. Однако в последнем случае на отдельных шлифах оптически можно было заметить микротрещины. В тех разрывных образцах, где были обнаружены такие микротрещины, наблюдали резкое снижение прочности. Следовательно, оптимальной температурой нагрева является T_с=650^oC. Дополнительное повышение предела текучести обеспечивается присутствием в аустените карбидов ванадия диаметром 5-15 нм, распределенных равномерно по зернам аустенита. Эти дисперсные карбиды не только препятствуют движению свободных дислокаций, но и усиливают барьерное действие закрепленных частицами дислокаций, образованных при обработке ударными волнами. Следует обратить внимание, что распад пересыщенного твердого раствора, проведенный после обработки ударными волнами, не увеличивает прочность материала. После обработки по схемам: обработка ударной волной + нагрев материала до 600 (t=6 ч) и 650^oC (t=6 ч) сталь имеет следующие значения предела текучести: s_0,2= 799 и _0,2= 772 МПа соответственно, то есть дополнительный нагрев стали после ударноволнового нагружения бесполезен. Получение таких результатов можно объяснить тем, что изотермическая выдержка при 600 и 650^oC приводит к сильной аннигиляции дислокаций. Этот процесс разупрочняет матрицу и тем сильнее, чем выше температура изотермической выдержки.

Предлагаемый же способ благодаря своим новым признакам обеспечивает по сравнению с известным значительное (в 1,3-1,6 раза) повышение предела текучести стали.