Чотирифазна вуглецева легована корозійностійка сталь високої міцності і спосіб її виготовлення

Номер патенту: 90125

Опубліковано: 12.04.2010

Автори: Томас Гарет, Кусінскій Гжегож Й.

Є ще 1 сторінка.

Дивитися все сторінки або завантажити PDF файл.

Формула / Реферат

1. Спосіб виготовлення корозійностійкої легованої вуглецевої сталі високої міцності, за яким:

a) нагрівають склад сталі до температури, достатньо високої для утворення початкової мікроструктури, що містить практично безмартенситну аустенітну фазу, причому зазначений склад сталі має температуру початку мартенситного перетворення принаймні приблизно 330 °С і складається із заліза та легувальних елементів, які включають у себе від приблизно 0,03 мас. % до приблизно 0,35 мас. % вуглецю, від приблизно 1,0 мас. % до приблизно 11,0 мас. % хрому і не більше приблизно 2 мас. % марганцю,

b) охолоджують зазначену початкову мікроструктуру сталі в умовах, що викликають перетворення цієї мікроструктури на проміжну мікроструктуру аустеніту, фериту і карбідів, причому вказана проміжна мікроструктура включає у себе суміжні фази аустеніту і фериту з карбідними виділеннями, розподіленими в цих фазах, і практично не містить карбідних виділень по міжфазних границях, і

c) в подальшому охолоджують зазначену проміжну мікроструктуру сталі в умовах, що викликають перетворення її на кінцеву мікроструктуру мартенситу, аустеніту, фериту і карбідів, причому зазначена кінцева мікроструктура сталі включає у себе мартенситно-аустенітні ділянки, що складаються із пластинок мартенситу, які чергуються з тонкими плівками аустеніту, феритні ділянки, суміжні з цими мартенситно-аустенітними ділянками, і карбідні виділення, розподілені в зазначених феритних ділянках, при практично повній відсутності карбідних виділень по границях між пластинками мартенситу і тонкими плівками аустеніту, а також по границях між феритними ділянками і мартенситно-аустенітними ділянками.

2. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначені карбідні виділення мають найбільші розміри по довжині приблизно 150 нм або менше.

3. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначені карбідні виділення мають найбільші розміри по довжині від приблизно 50 нм до приблизно 150 нм.

4. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначена початкова мікроструктура сталі додатково включає у себе феритну фазу, яка практично не містить карбідних виділень, а вказані проміжна і кінцева мікроструктури сталі додатково включають у себе ділянки практично безкарбідного фериту.

5. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначена початкова мікроструктура сталі складається з аустеніту.

6. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначений склад сталі має температуру початку мартенситного перетворення принаймні приблизно 350 °С.

7. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначена початкова мікроструктура не містить карбідів.

8. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначені легувальні елементи додатково включають у себе, крім того, від приблизно 0,1 мас. % до приблизно 3,0 мас. % кремнію.

9. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що зазначеною сталлю високої міцності є сталь, гранична плинність якої становить не менше ніж 350 МПа.

10. Вуглецева корозійностійка легована сталь, що складається із заліза і легувальних елементів, які містять від приблизно 0,03 мас. % до приблизно 0,35 мас. % вуглецю, від приблизно 1,0 мас. % до приблизно 11,0 мас. % хрому і максимум приблизно 2,5 мас. % марганцю, причому зазначена вуглецева легована сталь має мікроструктуру, що включає у себе мартенситно-аустенітні ділянки, які складаються із пластинок мартенситу, що чергуються з тонкими плівками аустеніту, феритні ділянки, суміжні зі згаданими мартенситно-аустенітними ділянками, і карбідні виділення, розподілені у згаданих феритних ділянках, при практично повній відсутності карбідних виділень по границях між пластинками мартенситу і тонкими плівками аустеніту, а також по границях між феритними ділянками і мартенситно-аустенітними ділянками.

11. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що її зазначена мікроструктура додатково включає у себе феритні ділянки, практично позбавлені карбідних виділень.

12. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що зазначені мартенситно-аустенітні ділянки практично не містять карбідних виділень.

13. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що її зазначена мікроструктура складається із мартенситно-аустенітних ділянок, що складаються із пластинок мартенситу, що чергуються з тонкими плівками аустеніту, феритних ділянок, суміжних зі згаданими мартенситно-аустенітними ділянками, і карбідних виділень, розподілених у згаданих феритних ділянках, при практично повній відсутності карбідних виділень по границях між пластинками мартенситу і тонкими плівками аустеніту, а також по границях між феритними ділянками і мартенситно-аустенітними ділянками.

14. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що зазначені легувальні елементи додатково включають у себе від приблизно 0,1 мас. % до приблизно 3,0 мас. % кремнію.

15. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що її зазначена мікроструктура включає у себе зерна діаметром приблизно 10 мкм або менше, де кожне зерно включає у себе мартенситно-аустенітну ділянку та феритну ділянку, суміжну з цією мартенситно-аустенітною ділянкою.

16. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що зазначені карбідні виділення мають найбільші розміри по довжині приблизно 150 нм або менше.

17. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що зазначені карбідні виділення мають найбільші розміри по довжині від приблизно 50 нм до приблизно 150 нм.

Текст

1. Спосіб виготовлення корозійностійкої легованої вуглецевої сталі високої міцності, за яким: a) нагрівають склад сталі до температури, достатньо високої для утворення початкової мікроструктури, що містить практично безмартенситну аустенітну фазу, причому зазначений склад сталі має температуру початку мартенситного перетворення принаймні приблизно 330 °С і складається із заліза та легувальних елементів, які включають у себе від приблизно 0,03 мас. % до приблизно 0,35мас.% вуглецю, від приблизно 1,0 мас. % до приблизно 11,0 мас. % хрому і не більше приблизно 2 мас. % марганцю, b) охолоджують зазначену початкову мікроструктуру сталі в умовах, що викликають перетворення цієї мікроструктури на проміжну мікроструктуру аустеніту, фериту і карбідів, причому вказана проміжна мікроструктура включає у себе суміжні фази аустеніту і фериту з карбідними виділеннями, роз 2 (19) 1 3 90125 4 13. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізють у себе, крім того, від приблизно 0,1 мас. % до няється тим, що її зазначена мікроструктура приблизно 3,0 мас. % кремнію. 9. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що заскладається із мартенситно-аустенітних ділянок, значеною сталлю високої міцності є сталь, граничщо складаються із пластинок мартенситу, що черна плинність якої становить не менше ніж 350МПа. гуються з тонкими плівками аустеніту, феритних 10. Вуглецева корозійностійка легована сталь, що ділянок, суміжних зі згаданими мартенситноскладається із заліза і легувальних елементів, які аустенітними ділянками, і карбідних виділень, розмістять від приблизно 0,03 мас. % до приблизно поділених у згаданих феритних ділянках, при 0,35 мас. % вуглецю, від приблизно 1,0 мас. % до практично повній відсутності карбідних виділень по приблизно 11,0 мас. % хрому і максимум приблизграницях між пластинками мартенситу і тонкими но 2,5 мас. % марганцю, причому зазначена вугплівками аустеніту, а також по границях між ферилецева легована сталь має мікроструктуру, що тними ділянками і мартенситно-аустенітними ділявключає у себе мартенситно-аустенітні ділянки, які нками. 14. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізскладаються із пластинок мартенситу, що чергуняється тим, що зазначені легувальні елементи ються з тонкими плівками аустеніту, феритні ділянки, суміжні зі згаданими мартенситнододатково включають у себе від приблизно аустенітними ділянками, і карбідні виділення, роз0,1мас. % до приблизно 3,0 мас. % кремнію. 15. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізподілені у згаданих феритних ділянках, при пракняється тим, що її зазначена мікроструктура тично повній відсутності карбідних виділень по границях між пластинками мартенситу і тонкими включає у себе зерна діаметром приблизно 10 мкм плівками аустеніту, а також по границях між фериабо менше, де кожне зерно включає у себе мартетними ділянками і мартенситно-аустенітними ділянситно-аустенітну ділянку та феритну ділянку, сунками. міжну з цією мартенситно-аустенітною ділянкою. 11. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відріз16. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що її зазначена мікроструктура доняється тим, що зазначені карбідні виділення мадатково включає у себе феритні ділянки, практичють найбільші розміри по довжині приблизно но позбавлені карбідних виділень. 150нм або менше. 12. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відріз17. Вуглецева легована сталь за п. 9, яка відрізняється тим, що зазначені мартенситно-аустенітні няється тим, що зазначені карбідні виділення маділянки практично не містять карбідних виділень. ють найбільші розміри по довжині від приблизно 50 нм до приблизно 150 нм. Даний винахід належить до галузі легованих сталей і, зокрема, сталей високої міцності, в'язкості, корозійної стійкості і пластичності. Винахід стосується також технології обробки легованих сталей з метою утворення мікроструктур, що надають сталі особливих фізичних і хімічних властивостей. Леговані сталі високої міцності і в'язкості, мікроструктури яких складаються із мартенситної та аустенітної фаз, описані в перелічених нижче патентах США та опублікованих міжнародних патентних заявках, котрі в усій їхній повноті включені тут шляхом посилання. Патент США №4,170,497 (Gareth Thomas and Bangaru V.N. Rao), виданий 9 жовтня 1979p. по заявці від 24 серпня 1977p. Патент США №4,170,499 (Gareth Thomas and Bangaru V.N. Rao), виданий 9 жовтня 1979p. по заявці від 14 вересня 1978p., яка є такою, що частково продовжує цитовану вище заявку від 24 серпня 1977р. Патент США №4,619,714 (Gareth Thomas, JaeHwan Ahn, and Nack-Joon Kim), виданий 28 жовтня 1986p. по заявці від 29 листопада 1984ρ, яка є такою, що частково продовжує заявку від 6 серпня 1984р. Патент США №4,671,827 (Gareth Thomas, Nack J. Kim, and Ramamoorthy Ramesh), виданий 9 червня 1987p. по заявці від 11 жовтня 1985p. Патент США №6,273,968 В1 (Gareth Thomas), виданий 14 серпня 2001р. по заявці від 28 березня 2000р. Патент США №6,709,534 В1 (Grzegorz J. Kusinski, David Pollack, and Gareth Thomas), виданий 23 березня 2004p. по заявці від 14 грудня 2001p. Патент США №6,746,548 (Grzegorz J. Kusinski, David Pollack, and Gareth Thomas), виданий 8 червня 2004p. по заявці від 14 грудня 2001p. Міжнародна заявка WO 2004/046400 ΑΙ (MMFX Technologies Corporation; винахідники Grzegorz J, Kusinski and Gareth Thomas), опублікована 3 червня 2004p. Мікроструктура відіграє ключову роль у визначенні властивостей легованої сталі, її міцності й ударної в'язкості, які залежать не тільки від вибраних легувальних елементів та їх кількості, але також від наявних у неї кристалічних фаз та їх упорядкування в мікроструктурі. Серед сплавів, призначених для застосування у певних середовищах, одні потребують більшої міцності й ударної в'язкості, у той час як інші потребують також високої пластичності. Дуже часто властивості сталі в оптимальній комбінації перебувають у протиріччі між собою, оскільки певні легувальні елементи, особливості мікроструктури або те й інше, надаючи сталі одну властивість, водночас погіршують іншу. Сплави, описані в перелічених вище публікаціях, є вуглецевими легованими сталями, мікроструктури яких складаються із пластинок мартенситу, що чергуються з тонкими плівками аустеніту. У деяких випадках мартенсит має розподілені в 5 90125 6 ньому включення карбіду, утворення яких зумовметан. Створений таким чином метан збирається лено явищем самовідпуску. Структура, в якій плав малих порожнинах на міжзерних границях, де він стинки мартенситу розділені тонкими плівками створює тиск, який ініціює утворення тріщин. Одаустеніту, називається "дислокованою пластинчаним із способів видалення водню зі сталі під час її стою" або просто "пластинчастою" структурою й обробки є вакуумне знегажування, яке зазвичай утворюється в результаті нагріву сплаву із завезастосовують до сталі в розплавленому стані під денням його в область аустеніту, а потім охолотиском в інтервалі приблизно від 1Тор до 150Тор. дження його до температури нижче температури У деяких випадках, наприклад у застосуванні до початку мартенситного перетворення (Ms), тобто сталей, що виробляються в міні млинах, при опетемператури, при котрій починається утворення раціях із залученням електродугових печей і в мартенситної фази. Внаслідок цього охолодження операціях із залученням ковшових металургійних сплаву переходить у температурну область, де установок, вакуумне знегажування є неекономічаустеніт перетворюється на мартенситноним, а процес знегажування здійснюють при обаустенітну пластинчасту структуру. При цьому меженому вакуумі або цілком без нього. Водень у здійснюються звичайні металургійні процеси обцих випадках видаляють шляхом термообробки робки, наприклад лиття, термообробка, прокатка, спіканням. Спікання при цьому проводять при темкування, для надання продукту потрібної форми й пературі в межах від 300°С до 700°С упродовж очистки пластинчастої структури, тобто надання їй декількох годин і, зокрема, упродовж 12 годин. Це форми упорядкування пластинок і тонких плівок, дозволяє видаляти розчинений водень, але водщо чергуються між собою. Така пластинчаста ночас викликає небажане явище виділяння карбіструктура є більш прийнятною, ніж двійникова маду. Оскільки виділяння карбіду є результатом виртенситна структура, оскільки структура, в котрій вільнення вуглецю із фаз, що є ним перенасичені, чергуються пластинки з тонкими плівками, має явище виділяння карбідів виникає на поверхнях більшу ударну в'язкість. У вище цитованих патенподілу різних фаз або зерен. Виділяння карбідів на тах вказується також на те, що надлишок вуглецю цих ділянках знижує пластичність сталі і породжує на мартенситних ділянках структури під час охомісця ініціації корозії. лодження виділяється з утворенням цементиту У багатьох випадках уникнути виділяння кар(карбіду заліза, Fe3C). Явище цього виділяння вібідів дуже важко і, зокрема, тому, що процес фордоме під назвою "самовідпуску". У патенті США мування багатофазної сталі обов'язково включає у №6,273,968 показано, що явища самовідпуску мосебе стадії фазового перетворення шляхом нагріжна уникнути шляхом обмеження вибору легуваву або охолодження, і рівень насичення вуглецем льних елементів таким чином, щоб температура окремих фаз змінюється від однієї фази до настуMs початку утворення мартенситу була не нижчою пної. Таким чином, низька пластичність і корозійна за 350°С. У деяких сталях, карбіди, утворені внастійкість часто являють собою проблеми, які довослідок самовідпуску, додають матеріалу ударної лі важко вирішувати. в'язкості, у той час як у інших сталей карбіди обБуло виявлено, що міцні, пластичні, корозійномежують ударну в'язкість. стійкі вуглецеві сталі та леговані сталі зі зниженим Пластинчаста структура надає сталі високої ризиком руйнування, зумовленого карбідними виміцності, що характеризується високими як ударділеннями, можна одержувати за допомогою проною в'язкістю, так і пластичністю - якостями, що цесу, який включає у себе утворення комбінованої потрібні для стійкості сталі щодо розповсюдження мікроструктури із феритних ділянок і мартенситнотріщин і для достатньої її здатності до формотвоаустенітних пластинчастих ділянок (ділянок, що рення і, отже, до виготовлення зі сталей деталей містять пластинки мартенситу, які чергуються з конструкцій і механізмів. Керування мартенситною тонкими плівками аустеніту) з місцями зародків фазою з метою одержання пластинчастої, а не виділяння карбідів на феритних ділянках. Таким двійникової, структури є одним із найбільш ефекчином, задачею даного винаходу є виготовлення тивних методів досягнення необхідних рівнів міцвисокоміцної, пластичної, корозійностійкої сталі зі ності й ударної в'язкості, у той час як тонкі плівки зниженим ризиком руйнування. Причому, під сталзатриманого аустеніту додають сталі пластичності лю високої міцності розуміється сталь, гранична та здатності до формотворення. Отримати пласплинність якої становить не менше ніж 350МПа. тинчасту мікроструктуру, що не містить двійникоМісця утворення зародків карбідних виділень вої структури, можна шляхом ретельного добору спрямовують процес утворення останніх всередискладу сплаву, який у свою чергу впливає на вену феритних ділянок і тим самим від'ємна впливаличину Ms, і за допомогою процесів термообробки ють на виділяння по міжфазних та міжзерних граз регульованим охолодженням. ницях. Цей процес починається з утворення Іншим чинником, що впливає на міцність та аустенітної фази, яка практично не містить мартеударну в'язкість сталі, є наявність у ній розчинних нситу, або комбінації безмартенситного аустеніту з газів. Зокрема, про водень відомо, що він є особроздільними фазами фериту. Після цього проволиво важливим чинником окрихчування сталі, а дять охолодження аустенітної фази таким чином, також зниження її пластичності та здатності вищоб частину аустеніту перетворити на ферит, одтримувати навантаження. Розтріскування і катастночасно надаючи можливість виділянню карбіду в рофічне крихке руйнування, як відомо, виникають об'ємі новоутвореного фериту. Ця новоутворена при напругах нижче межі текучості сталі і, особлиферитна фаза, що містить малі карбідні виділення во, у трубних і конструкційних сталях. Водень має в місцях, котрі не лежать на міжфазних границях, схильність до дифузії уздовж міжзерних границь зветься "нижнім бейнітом". Утворені в результаті сталі й до об'єднання з вуглецем сталі, утворюючи цього комбіновані фази (аустеніту, нижнього бей 7 90125 8 ніту і в деяких випадках - фериту) охолоджують до пластичності. Використовуваний тут термін "безтемператури нижче температури початку утворенкарбідний" означає відсутність карбідних виділень, ня мартенситу для перетворення аустенітної фази але не обов'язково - відсутність атомів вуглецю. на пластинчасту структуру мартенситу й аустеніту. Кристалічні фази, що складаються із фериту з Таким чином, кінцевим результатом цього процесу малими кількостями карбідних виділень, диспергоє мікроструктура, що містить комбінацію пластинваних в об'ємі фериту, а не по міжфазних граничастої структури і нижнього бейніту або комбінацію цях, звуться тут також "нижнім бейнітом". Карбідні пластинчастої структури, нижнього бейніту і (безвиділення в цих фазах нижнього бейніту у кращокарбідного) фериту і може бути створена або безму варіанті мають такий найбільший типовий розперервним охолодженням, або охолодженням, мір: 150нм, а в найкращому варіанті - приблизно скомбінованим з операціями термообробки. Карбівід 50нм до 150нм. Використовуваний тут термін дні виділення, утворені під час утворення нижньо"найбільший розмір" означає найбільший лінійний го бейніту, захищають мікроструктуру від небажарозмір виділення. Якщо виділення мають форму, ного виділяння карбіду по міжфазних границях і наближену до сферичної, то їхнім найбільшим міжзерних границях під час наступного охолорозміром є діаметр, а у виділень, які мають прямодження і будь-яких подальших термообробок. Такутну або довгасту форму, найбільшим розміром є ким чином, даний винахід стосується як описаного довжина або найбільш довга сторона, чи залежно вище процесу, так і багатофазних легованих ставід форми - діагональ. Нижній бейніт слід відрізнялей, утворюваних за допомогою цього процесу. ти від "верхнього бейніту", яким зветься ферит з Аналогічні ефекти отримуються також при ствокарбідними виділеннями, що в загальному випадку ренні умов для виділяння нітридів, карбонітридів мають більші розміри, ніж виділення нижнього та інших подібних фаз в об'ємі феритної ділянки, бейніту, і розподіляються по міжзерних та міжфазде вони служать місцями зародкоутворення, які них границях, а не в об'ємі фериту (або в додаток запобігають виділянню подальших кількостей цих до тих, що розподілені в об'ємі фериту). Термін речовин на міжфазних та міжзерних границях. "міжфазні границі" означає межі поділу ділянок Ці та інші особливості, цілі, переваги та варіанеоднакових фаз і, в тому числі, межі поділу між нти здійснення винаходу розглядаються більш пластинками мартенситу і тонкими плівками аусдокладно в поданому нижче описі винаходу. теніту, а також межі поділу між мартенситноНа Фіг.1 подана температурно-часова діаграаустенітними ділянками і феритними ділянками, ма кінетичних перетворень легованої сталі, що або ж між мартенситно-аустенітними ділянками і лежить у межах об'єму даного винаходу. ділянками нижнього бейніту. Верхній бейніт утвоНа Фіг.2 подана температурно-часова діаграрюється за менших швидкостей охолодження і ма кінетичних перетворень другої легованої сталі, вищих температур, ніж ті, при котрих утворюється відмінної від ілюстрованої на Фіг.1 сталі, але такої, нижній бейніт. Однією із цілей даного винаходу є що лежить у межах об'єму даного винаходу. уникнення утворення мікроструктур, що містять На Фіг.3 показана послідовність стадій процеверхній бейніт. су охолодження сплаву Фіг.1 в межах об'єму даноУ практичному здійсненні даного винаходу виго винаходу і мікроструктури, що отримуються на користовуються ті склади сталей, які мають темрізних стадіях цього процесу. пературу Ms початку мартенситного перетворення На Фіг.4 показана інша послідовність стадій приблизно 330°С і вище, а в кращому варіанті процесу охолодження і відповідні цим стадіям мікприблизно 350°С і вище. У той час як легувальні роструктури сплаву Фіг.1, що є за межами об'єму елементи в загальному випадку впливають на веданого винаходу. личину Ms, легувальним елементом, який найНа Фіг.5 показана послідовність стадій процебільш сильно впливає на величину Ms, є вуглець, і су охолодження сплаву Фіг.2 в межах об'єму данообмеження величини Ms бажаним інтервалом у го винаходу і відповідні цим стадіям мікроструктузагальному випадку досягається шляхом обмери. ження вмісту вуглецю у сплаві максимальним рівНа Фіг.6 так само показана інша послідовність нем 0,35%(мас). У кращих варіантах здійснення стадій процесу охолодження і відповідні цим ставинаходу вміст вуглецю лежить у межах приблиздіям мікроструктури сплаву Фіг.2, що є за межами но від 0,03 до 0,35%(мас), а в більш кращих варіаоб'єму даного винаходу. нтах - у межах приблизно від 0,05 до 0,33%(мас). Під терміном "карбідні виділення" тут маються Як зазначалося вище, даний винахід може зана увазі скупчення або фази сполук вуглецю і в стосовуватися як до вуглецевих, так і до легованих першу чергу F3C (цементиту) та сполук, що описусталей. Відомий фахівцям у даній галузі термін ються загальною формулою МхСу (де Μ - метале"вуглецеві сталі" стосується тих сталей, у котрих вий елемент, а індекси x і у є величинами, що зазагальний вміст легувальних елементів не перележать від цього металевого елемента), які є вищує 2%, а термін "леговані сталі" зазвичай стоокремими фазами, незалежними від кристалічних сується тих сталей, які мають більш високий загарешіток аустенітної, мартенситної та феритної льний вміст легувальних елементів. У кращих фаз. Вирази, якими стверджується "практично поскладах сталей згідно з винаходом хром входить у вна відсутність карбідних виділень" по міжфазних них у кількості принаймні приблизно 1,0%, а в або інших границях, означають, що в разі наявноскращому варіанті - приблизно від 1,0 до 11%. До ті карбідних виділень по цих границях кількість складу деяких сталей згідно з винаходом може таких виділень є настільки малою, що вони не ровходити також марганець, уміст якого не повинен блять скільки-небудь значного внеску у схильність перевищувати приблизно 2,5%. Іншим легувальсплаву до корозії і не погіршують відчутно його ним елементом, який може бути наявним у деяких 9 90125 10 сталях у межах об'єму даного винаходу, є кремній, стосовуваних для формування цих структур, деякі кількість якого в кращому варіанті лежить в інтерпроцедури обробки є кращими. Для одержання валі приблизно від 0,1% до 3%. У деяких варіантах деяких мікроструктур процес починають з об'єдздійснення винаходу до складу сталей поодинці нання підходящих компонентів, потрібних для або в комбінаціях входять також такі легувальні створення легованої сталі бажаного складу. Після елементи, як, наприклад, нікель, кобальт, алюміній цього йде стадія гомогенізації ("просочування") та азот. Крім того, до складу сталей згідно з винаскладу протягом достатнього часу і при достатній ходом можуть входити легувальні мікроелементи, температурі для утворення однорідної, практично наприклад: молібден, ніобій, титан і ванадій. Усі безмартенситної аустенітної структури з усіма вищезазначені кількості подані в масових відсотелементами і компонентами у стані твердого розках. чину. Температура гомогенізації при цьому повинЯк проміжна, так і кінцева мікроструктури згідна бути вищою температури рекристалізації аусно з винаходом містять мінімум два типи ділянок, теніту, яка може бути різною залежно від складу що розрізняються як їхнім просторовим положенсплаву. Проте, у загальному випадку підходяща ням, так і кристалографічними характеристиками. температура може бути легко визначена фахівцем У деяких варіантах здійснення винаходу ці два у даній галузі. У більшості складів кращі результатипи ділянок у проміжній структурі є нижнім бейніти досягаються шляхом просочування при темпетом (ферит з малою кількістю карбідних виділень, ратурі в інтервалі приблизно від 850°С до 1200°С, розподілених в об'ємі фериту) та аустенітом, а в а краще - в інтервалі приблизно від 900°С до кінцевій структурі ці два типи ділянок є нижнім 1100°С. При цих температурах у разі потреби пробейнітом і мартенситно-аустенітними пластинчасводять механічну обробку сталі прокаткою, кувантими ділянками. У деяких інших варіантах здійсням або тим та іншим. нення винаходу спочатку, до утворення бейніту, Після утворення аустенітної фази склад спластворюється попередня структура, що містить зеву охолоджують до температури в інтервалі прорна фериту (котрі не мають карбіду) і зерна аустеміжного продукту, трохи вище температури початніту (які не мають ні мартенситу ні карбіду). Цю ку мартенситного перетворення, зі швидкістю, що попередню структуру охолоджують, у результаті викликає перетворення частини аустеніту на нижчого спочатку утворюється проміжна структура (що ній бейніт, залишаючи певну частину аустеніту містить ферит, нижній бейніт та аустеніт), а потім неперетвореною. Відносні кількості кожної із цих утворюється кінцева структура. У кінцевій структудвох фаз можуть бути різними залежно як від темрі залишаються зерна безкарбідного фериту і діператури, при котрій даний склад охолоджувався, лянки нижнього бейніту, у той час як решта безматак і від рівнів легувальних елементів. Як зазначартенситних і безкарбідних аустенітних зерен лося вище, відносні кількості цих двох фаз не є перетворюється на структуру мартенситу із заликритичними для цілей даного винаходу і можуть шковим аустенітом (пластинки та тонкі плівки, що варіювати в широких межах, у котрих деякі інтерчергуються) і зерна нижнього бейніту. вали є кращими. У кожній із цих структур зерна, ділянки і різні Перетворенням аустеніту на нижній бейніт пефази утворюють суцільну масу. Розмір окремих ред охолодженням у мартенситній області можна зерен не є критичним і може варіювати в широких керувати швидкістю охолодження, тобто темперамежах. У кращому варіанті розміри зерен, як пратурою, до якої охолоджується аустеніт, тривалістю вило діаметр (або інший характеристичний лінійчасу, протягом якого відбувається зниження темний розмір), лежать в інтервалі приблизно від ператури, і тривалістю часу, протягом якого склад 2мкм до 100мкм, а в ще кращому - в інтервалі залишають при певній температурі упродовж періприблизно від 5мкм до 30мкм. У кінцевій структурі, оду охолодження на температурно-часовій діаграв котрій зерна аустеніту перетворені на мартенсимі. У плині часу, протягом якого даний сплав витно-аустенітні пластинчасті структури, пластинки тримується при відносно високих температурах, мартенситу в загальному випадку мають ширину спостерігається тенденція до утворення феритних приблизно від 0,01мкм до 0,3мкм, в кращому варіділянок спочатку без карбідів, а потім з високими анті - приблизно від 0,05мкм до 0,2мкм, а тонкі рівнями карбідів, унаслідок чого утворюються карплівки аустеніту, що розділяють мартенситні пласбідовмісні фаритні фази, що звуться перлітом та тинки, як правило, мають ширину, меншу за шириверхнім бейнітом, де карбіди розподіляються по ну мартенситних пластинок. Зерна нижнього бейміжфазних границях. Як перліту, так і верхнього ніту можуть також варіювати в широких межах за бейніту бажано уникати. У зв'язку з цим досягають своїм вмістом відносно фаз аустеніту або мартенперетворення частини аустеніту шляхом охолосит-аустеніту, причому їхні відносні кількості не є дження, достатньо швидкого для того, щоб аустекритичними для даного винаходу. Проте, у більніт перетворився на простий ферит або нижній шості випадків найкращі результати отримуються, бейніт (ферит з малою кількістю карбідних видіколи зерна аустеніту або мартенсит-аустеніту лень, розподілених у його об'ємі). Наступне за цим складають приблизно від 5% до 95% мікроструктуохолодження проводять після будь-якого з цих ри, у кращому варіанті - приблизно від 15% до перетворень зі швидкістю, достатньо високою для 60%, а в найкращому - приблизно від 20% до 40% того, щоб знов уникнути утворення перліту і верхмікроструктури. В усіх випадках зазначені вище нього бейніту. кількості виражені в масових відсотках. У деяких варіантах здійснення даного винахоХоча об'ємом винаходу охоплюються сплави, ду кінцева структура, як зазначалося вище, окрім які мають описані вище мікроструктури незалежно структури з ділянками нижнього бейніту і мартенвід конкретних стадій металургійної обробки, заситно-аустенітних пластинок, містить зерна прос 11 90125 12 того фериту. На ранній стадії утворення цієї кінцеДля ілюстрації даного винаходу на Фіг.1 і 2 навої структури має місце співіснування аустенітної ведені кінетичні температурно-часові діаграми фази з фазою простого фериту. Ця стадія може перетворень для двох сплавів. Області темперадосягатися будь-яким із двох шляхів - просочувантури і часу, в котрих утворюються різноманітні фаням з проведенням повної аустенізації і наступного зи, показані на цих діаграмах кривими лініями, охолодження для перетворення певної частини котрі являють собою границі цих областей і покааустеніту на простий ферит, або утворенням аусзують точки, де вперше починає утворюватися тенітно-феритної комбінації безпосередньо шлякожна фаза. На обох цих діаграмах температура хом регулювання нагріву компонентів сплаву. В Ms початку мартенситного перетворення показана обох випадках продукт, утворений на попередній горизонтальною лінією 10. Отже, охолодження від стадії, охолоджують для перетворення частини рівнів температури над цією лінією до рівнів темаустеніту на нижній бейніт при практично повній ператури під нею приводить до перетворення аусвідсутності змін на ділянках простого фериту. Пістеніту на мартенсит. Області зовні (з опуклої столя цього проводять подальше охолодження зі рони) всіх цих кривих і над лінією Ms на обох швидкістю, достатньо високою для того, щоб аусдіаграмах являють собою області існування повнітеніт безпосередньо перетворити на пластинчасту стю аустенітної фази. Місця проходження цих граструктуру при практично повній відсутності перетничних ліній для кожної із показаних на діаграмах ворень на ділянках простого фериту та нижнього фаз є різними і залежать від складу сплаву. У дебейніту. Це досягається проходженням процесу яких випадках невеликі зміни в одному єдиному охолодження через ту область температурноелементі приводять до зсуву цих областей на значасової діаграми, де частина аустеніту перетвочну відстань вліво чи вправо або вверх чи вниз. рюється на нижній бейніт з наступним переходом в Внаслідок деяких змін одна чи більше областей область, де залишковий аустеніт перетворюється повністю з діаграми зникають. Так наприклад, зміна пластинчасту структуру. При застосуванні схем на вмісту хрому на 2% або подібна зміна місту процесів без залучення попереднього утворення марганцю може викликати різницю, подібну тій, ділянок простого (безкарбідного) фериту, отримуяка спостерігається на цих двох діаграмах. Для ють кінцеву мікроструктуру, яка містить ділянки зручності ці діаграми поділені кожна на чотири нижнього бейніту і ділянки мартенситнообласті І, II, III і IV, відокремлені одна від одної аустенітної пластинчастої структури, але не міспохилими лініями 11, 12 і 13. Областями існування тить ділянок простого фериту і не містить карбідфаз, розмежованими цими кривими, є область 14 них виділень по жодній із границь між різними дінижнього бейніту, область 15 простого (безкарбідлянками. У разі застосування схем процесу, де є ного) фериту, область 16 верхнього бейніту та відсутнім попереднє утворення ділянок простого область 17 перлиту. фериту, отримують кінцеву мікроструктуру, яка Якщо у випадку сплавів як на Фіг.1, так і на містить ділянки простого фериту, ділянки нижнього Фіг.2, початковою стадією процесу є повна аустебейніту і ділянки мартенситно-аустенітної пластинізація, а шлях охолодження після повної аустенінчастої структури, і також, як у попередньому визації утримується в області діаграми, позначеній падку, не містить карбідних виділень по жодній із римською цифрою І, то процес охолодження буде границь між різними ділянками. давати виключно мартенситно-аустенітну пластиТермін "суміжний" використовується тут для нчасту структуру (пластинки мартенситу, що черозначення ділянок, що мають спільну границю. У гуються з тонкими плівками аустеніту). Так само в багатьох випадках спільна границя є плоскою або обох випадках, якщо процес охолодження прохопринаймні має довгастий, відносно плоский кондить усередині області, позначеної римською цитур. Згадані у попередньому абзаці стадії прокатки фрою II, тобто між першою похилою лінією 11 і і кування сприяють утворенню границь, що є плосдругою похилою лінією 12, то зміни структури кими або принаймні довгастими і відносно плоскисплаву будуть проходити через область 14 нижми. Таким чином, у цьому випадку "суміжні" діляннього бейніту, в котрій частина аустенітної фази ки є довгастими і практично плоскими. буде перетворюватися на фазу нижнього бейніту Швидкості охолодження, потрібні для утворен(тобто фазу фериту, що містить малі карбідні ня феритної фази, що містить карбідні виділення, і включення, розподілені в об'ємі фериту), що співідля уникнення утворення перліту та верхнього снує з рештою аустеніту. При подальшому охолобейніту (фериту з відносно великими карбідними дженні за рівнем Ms фаза нижнього бейніту буде виділеннями по міжфазних границях) можна точно залишатися, а залишковий аустеніт буде перетвовизначити за допомогою кінетичних температурнорюватися на мартенситно-аустенітну пластинчасту часових діаграм перетворень для кожного сплаву. структуру. У результаті утворюється чотирифазна По вертикальній осі такої діаграми відкладена теструктура згідно з даним винаходом. мпература, а по горизонтальній - час. Криві на діаЯкщо охолодження будь-якого із цих сплавів грамі вказують області існування кожної із фаз від початкового стану повного аустеніту проводити відокремлено або в комбінації з іншою фазою чи з меншою швидкістю, то шлях змін при такому фазами. Такі діаграми добре відомі фахівцям у охолодженні буде потрапляти в область, позначеданій галузі і можуть бути легко знайдені в літерану римською цифрою III. У сплаві, діаграма якого турних джерелах. Одна з типових діаграм цього подана на Фіг.1, достатньо низька швидкість охотипу подана в цитованому вище патенті США лодження будуть викликати структурні зміни, що №6,273,968 В1 (Thomas). Дві інші діаграми покапотрапляють в область 15 простого фериту, в котзані на Фіг.1 і 2. рій деяка частина аустеніту перетворюється на прості (безкарбідні) зерна фериту, що співіснують 13 90125 14 з рештою аустеніту. При такому, як показано на теніту до проміжної стадії 22 показана переривчаФіг.1, розташуванні різних фазових областей стою лінією 24, а швидкість охолодження від просплав, у якого в результаті охолодження через міжної стадії 22 до кінцевої стадії 23 показана пеобласть 15 простого фериту утворилися зерна реривчастою лінією 25. Проміжна стадія 22 простого фериту, буде при подальшому його охоскладається із області 31 аустеніту ( ), суміжною з лодженні проходити через область 16 верхнього областями нижнього бейніту (ферит 32 з карбідбейніту, в котрій по міжфазних границях утворюними виділеннями 33 в його об'ємі). На завершаються великі карбідні виділення. Для того, щоб льній стадії 23 аустенітні ділянки перетворювалися уникнути цього у такому сплаву, швидкість охолона мартенситно-аустенітну пластинчасту структудження повинна бути достатньо високою, щоб не ру, що складалася із пластинок 34 мартенситу, які потрапити ні в область 15 простого фериту, ні в чергувалися з тонкими плівками 35 залишкового область 16 верхнього бейніту. Остаточне охолоаустеніту. дження після температури Ms перетворює залишСхема охолодження на Фіг.4 відрізняється від ковий аустеніт на мартенситно-аустенітну пластисхеми охолодження на Фіг.3 і виходить за межі нчасту структуру. об'єму даного винаходу. Відмінність між цими схеУ сплаві, розглянутому на Фіг.2, області фази мами полягає в тому, що завершальна стадія 26 15 простого фериту і фази 16 верхнього бейніту схеми Фіг.4 та її відповідна точка 26а на діаграмі зсунуті одна відносно одної. У цьому сплаві, на досягалися охолодженням по пунктирній лінії 27, відміну від сплаву Фіг.1, крайній лівий кінець облащо проходить через область 16 верхнього бейніту. сті 15 простого фериту зсунутий вліво відносно Як зазначалося вище, верхній бейніт містить каркрайнього лівого кінця області 16 верхнього бейнібідні виділення 36 по міжзерних границях і по міту. Отже, в цьому випадку шлях охолодження можфазних границях. Карбідні виділення усередині же бути розрахований таким чином, щоб надати фази погіршують корозійну стійкість і пластичність можливість утворюватися зернам простого фериту сплаву. також без утворення верхнього бейніту при подаАналогічним чином на Фіг.5 і 6 подані дві різні льшому охолодженні до температур нижче темпесхеми охолодження, що стосуються сплаву, діагратури початку мартенситного перетворення. В рама перетворення якого показана на Фіг.2. Прообох сплавах, ілюстрованих на цих діаграмах, пецес охолодження за схемою на Фіг.5 починається рліт буде утворюватися, якщо сплави витримувати в області повного аустеніту і залишається в ній при проміжних температурах достатньо довго, щоб доти, поки не досягне точки 41а на діаграмі, де шлях охолодження пересікав область 17 перліту. мікроструктура залишається повністю аустенітною Якщо у подальшому крива охолодження буде за(41). У зв'язку з даним відносним розташуванням лишатися поза областями 17 перліту і 16 верхньообласті 15 простого фериту та області 16 верхнього бейніту, то буде існувати менша імовірність, що го бейніту тут може бути вибраний шлях охолокарбідні виділення будуть утворюватися в обласдження, що проходить через область 15 простого тях, інших, ніж в об'ємі феритних фаз, тобто на фериту у більш ранній точці часу, ніж сплав Фіг.1, ділянках, відмінних від тих, що виникають в обласа також у більш ранній точці часу, ніж найбільш ті 14 діаграми. Тут також слід підкреслити, що розрання точка, в котрій буде утворюватися верхній ташування кривих на цих діаграмах вибране вибейніт 16. У точці 42а на цій діаграмі певна частиключно з метою ілюстрації. Цілком зрозуміло, що на аустеніту вже перетворена на простий ферит з ці криві можуть займати інші положення разом зі утворенням проміжної мікроструктури 42, що місзмінами в складі сплава. У будь-якому випадку тить як зерна 44 аустеніту ( ), так і зерна 43 просмікроструктури з ділянками простого фериту і дітого фериту ( ). При показаному тут відносному лянками нижнього бейніту, але без верхнього бейрозташуванні фазових областей на температурноніту, можуть утворюватися лише тоді, коли обчасовій діаграмі перетворень даного сплаву охоласть 15 простого фериту досягається раніше в лодження від цієї проміжної стадії до температури часі, ніж область 16 верхнього бейніту. Ця умова нижче температури 10 початку мартенситного певідповідає ситуації, ілюстрованій на Фіг.2, але не ретворення може проводитися зі швидкістю, доссправджується в сплаві, ілюстрованому на Фіг.1. татньо високою, щоб уникнути проходження через На наступних діаграмах ілюстровані конкретні область 16 верхнього бейніту. Таке охолодження діаграми охолодження. На Фіг.3 і 4 показані схеми йде по шляху, показаному переривчастою лінією охолодження сплаву Фіг.1, а на Фіг.5 і 6 - схеми 44, котра спочатку проходить через область 14 охолодження сплаву Фіг.2. В усіх випадках темпенижнього бейніту, де частина аустеніту перетворатурна діаграма перетворень сплаву подана у рюється на нижній бейніт 46, а потім пересікає верхній частині фігури, а мікроструктури в різних її температуру початку мартенситного перетворенточках шляху охолодження показані в нижній часня, внаслідок чого утворюється мартенситнотині фігури. аустенітна пластинчаста структура 47. Під час цих На Фіг.3 (що ілюструє перетворення в сплаві перетворень ділянки безкарбідного фериту 43 заФіг.1) показана схема двоступінчастого охололишаються незмінними, а кінцева структура 45, дження, починаючи від повністю аустенітної ( ) окрім мартенситно-аустенітних пластинчастих дістадії 21, що відповідає координатам точки 21а на лянок 47 і ділянок 46 нижнього бейніту, отримує діаграмі, з проходженням далі в проміжну стадію ділянки 43 простого фериту. 22, що відповідає координатам точки 22а на діагСхема охолодження на Фіг.6 відрізняється від рамі, і нарешті переходить у кінцеву стадію 23, що схеми на Фіг.5 і лежить за межами об'єму даного відповідає координатам точки 23а на діаграмі. винаходу. Відмінність її полягає в тому, що вибраШвидкість охолодження від стадії 21 повного аусний на ній шлях охолодження, який спрямовує 15 90125 16 перетворення у проміжну стадію 42, перш, ніж пестинчаста мікроструктура, що не містить карбідних ресікти лінію 10 температури початку мартенситвиділень. При охолодженні з меншою швидкістю, а ного перетворення, проходить по лінії 51 через саме меншою, ніж 100°С/с, але більшою, ніж 5°С/с, область 16 верхнього бейніту, в результаті чого утворювана сталь має мікроструктуру, що містить утворюється кінцева мікроструктура 52, 52а. В ділянки мартенситних пластинок, які чергуються з області 16 верхнього бейніту відбувається утвотонкими плівками аустеніту, а також ділянки нижрення карбідних виділень 53 по міжфазних гранинього бейніту (феритних зерен з малими виділенцях. Подібно кінцевій мікроструктурі на Фіг.4, ці нями карбіду всередині фериту), але не має карбіміжфазні виділення погіршують корозійну стійкість дних виділень по міжфазних границях і, отже, і пластичність сплаву. лежить у межах об'єму даного винаходу. При поНижче розглянуто приклади, які несуть виклюдальшому зниженні швидкості охолодження до чно ілюстративне призначення. інтервалу від 5°С/с до 0,2°С/с утворюється мікроПриклад 1 структура, яка містить верхній бейніт з карбідними При охолодженні легованої сталі, що містить включеннями по міжфазних границях і, отже, ви9% хрому, 1% марганцю і 0,08% вуглецю, від аусходить за межі даного винаходу. Цього можна унитенітної фази зі швидкістю вище, ніж приблизно кнути, використовуючи меншу швидкість охоло5°С/с утворюється мартенситно-аустенітна пласдження з наступним швидким охолодженням. У тинчаста мікроструктура, що не містить карбідних результаті при охолодженні зі швидкістю нижче виділень. При охолодженні з меншою швидкістю, а 0,33°С/с утворюється дрібний перліт (тростит). Тут саме в інтервалі приблизно від 1°С/с до 0,15°С/с, також допускається наявність невеликих кількосутворювана сталь має мікроструктуру, що містить тей дрібного перліту, але в кращому варіанті здійділянки мартенситних пластинок, які чергуються з снення винаходу перліт є присутнім у структурі тонкими плівками аустеніту, а також ділянки нижлише в мінімальних кількостях. нього бейніту (феритних зерен з малими виділенАналогічні результати отримуються з іншими нями карбіду всередині фериту), але не має карбіскладами легованих сталей. Наприклад, сталь, яка дних виділень по міжфазних границях і, отже, містить 4% хрому, 0,6% марганцю і 0,25% вуглецю лежить у межах об'єму даного винаходу. При пой одержана так, як описано вище, з уникненням дальшому зниженні швидкості охолодження нижутворення верхнього бейніту, володіє такими влаче, ніж приблизно 0,1°С/с, утворювана мікрострукстивостями: межа текучості 190-220 тисяч фунтура містить дрібний перліт (тростит) з карбідними тів/кв.дюйм; межа міцності щодо розтягання 250виділеннями по міжфазних границях. Невеликі 300 тисяч фунтів/кв.дюйм; відносне видовження 7кількості цих виділень є допустимими, але в кра20%. щих варіантах здійснення винаходу їх наявність є Наведені вище приклади мають виключно ілюмінімальною. стративне призначення. Цілком зрозумілою є можСталі, мікроструктура яких була одержана у ливість подальших модифікацій і варіантів різновідповідності до даного прикладу, без входження в манітних параметрів складу сталей, а також схем області верхнього бейніту і перліту, у загальному та умов їх обробки, не виходячи за рамки базової випадку володіли такими механічними властивосконцепції і новизни даного винаходу. Ці модифікатями: межа текучості 90-120 тисяч фунтів/кв.дюйм; ції та варіанти можуть бути легко знайдені фахівмежа міцності щодо розтягання 150-180 тисяч фуцями в даній галузі і будуть також лежати в межах нтів/кв.дюйм; відносне видовження 7-20%. об'єму винаходу. У доданій нижче формулі винаПриклад 2 ходу термін "включає у себе" використовується в При охолодженні легованої сталі, що містить необмежувальному значенні виразу "в тому числі" 4% хрому, 0,5% марганцю і 0,08% вуглецю, від і не означає, що необхідно включати додаткові аустенітної фази зі швидкістю вище, ніж приблизно елементи. 100°С/с утворюється мартенситно-аустенітна пла 17 Комп’ютерна верстка О. Гапоненко 90125 Підписне 18 Тираж 26 прим. Міністерство освіти і науки України Державний департамент інтелектуальної власності, вул. Урицького, 45, м. Київ, МСП, 03680, Україна ДП “Український інститут промислової власності”, вул. Глазунова, 1, м. Київ – 42, 01601

Дивитися

Додаткова інформація

Назва патенту англійською

Four-phase carbon alloyed corrosion-resistant steel of high strength and method for its production

Автори англійською

Kusinski Grzegorz J, Thomas Gareth

Назва патенту російською

Четырехфазная углеродистая легированная коррозионностойкая сталь высокой прочности и способ ее изготовления

Автори російською

Кусинский Гжегож Й., Томас Гарет

МПК / Мітки

МПК: C22C 38/18, C21D 6/00, C22C 38/34, C22C 38/38

Мітки: сталь, спосіб, вуглецева, виготовлення, корозійностійка, чотирифазна, високої, міцності, легована

Код посилання

<a href="http://uapatents.com/9-90125-chotirifazna-vugleceva-legovana-korozijjnostijjka-stal-visoko-micnosti-i-sposib-vigotovlennya.html" target="_blank" rel="follow" title="База патентів України">Чотирифазна вуглецева легована корозійностійка сталь високої міцності і спосіб її виготовлення</a>

Подібні патенти