Настоящее изобретение относится к износостойкой стали и способу ее получения.
Известны стали с высокой износостойкостью, твердость которых составляет около 600 по Бринеллю. Такие стали содержат в своем составе 0,4-0,6% углерода и 0,5-3%, по меньшей мере, одного из легирующих элементов, такого, как марганец, никель, хром и молибден, и подвергаются закалке для получения полностью мартенситной структуры. Однако эти стали с очень большим трудом подвергаются сварке и резанию. Для устранения этих недостатков было предложено, в частности, в решении, согласно ЕР 0739993, применять для тех же целей менее твердую сталь, содержание углерода в которой достигает около 0,27%, а в структуре после закалки содержится значительное количество остаточного аустенита. Однако и такие стали трудно сваривать и резать.
Целью настоящего изобретения является устранение указанных недостатков, предложив для этого лист из износостойкой стали, износостойкость которого сопоставима с листом из известных сталей, но способность к сварке и термической резке которого является более высокой.
В связи с этим предметом изобретения является способ получения изделия, в частности, подвергаемого абразивному воздействию листа из стали, в химический состав которой входят:
0,24%≤С<0,35%
0%≤Si≤2%
0%≤Al≤2%
0,5≤Si+Al≤2%
0%≤Mn≤2,5%
0%≤Ni≤5%
0%≤Cr≤5%
0%≤Мо≤1%
0%≤W≤2%
0,1%≤Мо+W/2≤1%
0%≤Cu≤1,5%
0%≤В≤0,02%
0%≤Ti≤1,1%
0%≤Zr≤2,2%
0,35%≤Ti+Zr/2≤1,1%
0%≤S≤0,15%
N<0,03%,
- при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из Nb, Та и V, при содержании, например, Nb/2+Та/4+V≤0,5%,
- при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из Se, Те, Са, Bi, Pb, при содержании, меньшем или равном 0,1%,
при этом остальное составляют железо и литейные примеси, причем химический состав, кроме того, соответствует следующим отношениям:
С*=С-Ti/4-Zr/8+7×N/8≥0,095%, предпочтительно ≥0,12% и
1,05×Mn+0,54×Ni+0,50×Cr+0,3×(Mo+W/2)1/2+К>1,8 или предпочтительно >2, где К=0,5, если В≥0,0005%, и К=0, если В<0,0005%.
Согласно этому способу изделие или лист подвергают термообработке закалкой, для которой используется тепло горячего деформирования, например, прокатки, или после аустенизации нагревом в печи, включающей:
- охлаждение листа со средней скоростью, превышающей 0,5°С/с в интервале от температуры, превышающей АС3, до температуры, лежащей между Т=800-270×С*-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×(Мо+W/2) и Т-50°С, при этом температура выражается в °С, а содержащимися элементами являются: С*, Mn, Cr, Мо и W, выраженные в мас.%,
- последующее сквозное охлаждение листа со средней скоростью Vr<1150×ер-1,7 (°С/с), превышающей на 0,1°С/с, в интервале от температуры Т до 100°С, при этом ер означает толщину листа в мм,
- и охлаждение листа до комнатной температуры при необходимости с последующей правкой.
При необходимости закалка может сопровождаться отпуском при температуре менее 350°С, предпочтительно, менее 250°С.
Изобретение относится также к листу, полученному, в частности, этим способом, причем сталь имеет мартенситную или мартенситно-бейнитную структуру, в которой содержатся от 5 до 20% остаточного аустенита и карбиды. Толщина листа может составлять от 2 до 150 мм, а его плоскостность характеризуется прогибом, составляющим менее или равным 12 мм/м, предпочтительно менее 5 мм/м.
Ниже изобретение поясняется более подробно с помощью примеров, не имеющих ограничительного характера.
Для изготовления листа, согласно изобретению, выплавляют сталь следующего химического состава (мас.%):
- 0,24-0,35% углерода для образования значительного количества карбидов и обеспечения достаточной твердости, при этом достигается достаточная способность к сварке; предпочтительно, чтобы содержание углерода составляло менее 0,325%, преимущественно менее 0,3%;
- 0-1,1% титана, 0-2,2% циркония. Сумма Ti+Zr/2 должна превышать 0,35%, предпочтительно 0,4% и более предпочтительно 0,5%, с тем, чтобы обеспечивалось образование значительного количества крупных карбидов. Вместе с тем указанная сумма должна быть менее 1,1%, что необходимо для сохранения достаточного количества углерода в растворе внутри матрицы после образования карбидов. Предпочтительно, чтобы эта сумма составляла менее 1%, преимущественно менее 0,9%, в частности, менее 0,7%, в том случае, когда имеется необходимость преимущественного обеспечения вязкости материала. Отсюда следует, что содержание титана должно составлять предпочтительно менее 1%, преимущественно менее 0,9%, даже менее 0,7%, а содержание циркония должно составлять преимущественно менее 2%, предпочтительно менее 1,8%, даже менее 1%.
- 0 (или следы) - 2% кремния и 0 (или следы) 2% алюминия, при этом сумма Si+Al должна составлять от 0,5 до 2%, предпочтительно свыше 0,7%. Эти элементы, являющиеся раскислителями, способствуют, кроме того, получению метастабильного остаточного аустенита, сильно насыщенного углеродом, преобразование которого в мартенсит сопровождается значительным разбуханием, способствующим сцеплению между карбидами титана и циркония.
- 0 (или следы) - 2% или даже 2,5% марганца, 0 (или следы) - 4% или даже 5% никеля и 0 (или следы) - 4% или даже 5% хрома, для получения достаточной закаливаемости и обеспечения разных механических или эксплуатационных свойств. Никель оказывает, в частности, благоприятное воздействие на вязкость, но этот элемент дорогостоящий. Хром образует также мелкие карбиды в мартенсите или бейните.
- 0 (или следы) - 1% молибдена и 0 (или следы) - 2% вольфрама, при этом сумма Мо+W/2 составляет от 0,1 до 1%, предпочтительно менее 0,8%, еще более предпочтительно менее 0,6%. Данные элементы повышают закаливаемость и образуют в мартенсите или бейните мелкие, повышающие твердость карбиды, в частности, в результате выделений при самоотпуске во время охлаждения. При этом не требуется доводить содержание молибдена свыше 1% для получения требуемого эффекта, в частности, для обеспечения выделений упрочняющих карбидов. Молибден может быть заменен полностью или частично вольфрамом в двойном количестве. Однако в действительности такая замена не практикуется, так как она не обеспечивает преимущества по сравнению с молибденом и является более дорогостоящей.
При необходимости 0-1,5% меди. Этот элемент способен обеспечить дополнительное упрочнение без снижения свариваемости. При содержании свыше 1,5% он уже не оказывает значительного влияния, но порождает трудности при горячей прокатке и дорого стоит, не давая эффекта.
- 0-0,02% бора. Данный элемент может добавляться факультативно с целью повышения закаливаемости. Для достижения этого эффекта содержание бора должно составлять предпочтительно более 0,0005%, преимущественно 0,001%, и не превышать по существу 0,01%.
- До 0,15% серы. Этот элемент является остаточным и ограничен, как правило, содержанием 0,005% и менее, однако его содержание может быть произвольно увеличено для улучшения обрабатываемости. Необходимо отметить, что в присутствии серы содержание марганца - для исключения трудностей при горячей обработке - должно превышать в 7 раз содержание серы.
- При необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из ниобия, тантала и ванадия, с содержанием, при котором Nb/2+Та/4+V составляет менее 0,5%, способствует образованию относительно крупных карбидов, повышающих абразивную стойкость. Однако образованные этими элементами карбиды являются менее эффективными по сравнению с карбидами, образуемыми титаном или цирконием, в этом заключается причина того, что они являются факультативными и вводятся в ограниченном количестве.
- При необходимости один или несколько элементов, выбираемых из селена, теллура, кальция, висмута и свинца, содержание каждого из которых составляет менее 0,1%. Эти элементы способствуют повышению обрабатываемости. Следует отметить, что при содержании в стали Se и/или Те содержание марганца выбирается с учетом содержания серы с тем, чтобы могли образовываться селениды и теллуриды марганца.
- При этом остальное составляет железо и образующиеся при выплавке примеси. Среди примесей присутствует, в частности, азот, содержание которого определяется способом выплавки, но не превышает, как правило, 0,03%. Данный элемент может вступать в реакцию с титаном или цирконием и образовывать нитриды, которые не должны иметь слишком большой размер, чтобы не ухудшить вязкость. В целях предупреждения образования крупных нитридов титан и цирконий могут добавляться в жидкую сталь очень медленно, например, путем приведения в контакт с окисленной сталью окисленной фазы, такой, как шлак с содержанием оксидов титана или циркония, с последующим раскислением жидкой стали таким образом, чтобы обеспечивалась медленная диффузия титана или циркония из окисленной фазы в жидкую сталь.
Кроме того, для получения удовлетворительных свойств содержание углерода, титана, циркония и азота должно составлять:
С-Ti/4-Zr/8+7×N/8≥0,095%.
Выражение С-Ti/4-Zr/8+7×N/8=С* говорит о содержании свободного углерода после выделения карбидов титана и циркония и учитывает также образование нитридов титана и циркония. Указанное содержание свободного углерода С* должно превышать 0,095% и составлять преимущественно ≥0,12% для получения мартенсита с минимальной твердостью. Чем меньше упомянутое содержание, тем выше способность к сварке и термической резке.
Кроме того, химический состав должен подбираться таким образом, чтобы закаливаемость стали была достаточной, учитывая при этом толщину получаемого листа. Для этой цели химический состав должен удовлетворять следующему соотношению:
Закаливаемость = 1,05×Mn+0,54×Ni+0,50×Cr+0,3×(Мо+W/2)1/2+К>1,8
или предпочтительно >2, где К=0,5, если В>0,001%, и К=0, если В<0,001%.
Кроме того, для получения высокой стойкости к износу микрографическая структура стали должна быть образована мартенситом или бейнитом или смесью этих обеих структур, а также 5-20% остаточного аустенита. Также такая структура содержит дополнительно крупные карбиды титана или циркония, образовавшиеся при высокой температуре, даже карбиды ниобия, тантала или ванадия. Авторы изобретения установили, что эффективность крупных карбидов при повышении стойкости к износу снижается вследствие преждевременного обнажения последних и что такое обнажение может не происходить при наличии метастабильного аустенита, который преобразуется под действием коррозийных явлений. Поскольку такое преобразование метастабильного аустенита сопровождается разбуханием, то это преобразование в изношенном истиранием подслое повышает сопротивляемость карбидов к обнажению и таким образом улучшает абразивную стойкость.
С другой же стороны, высокая твердость стали и присутствие в ней охрупчивающих карбидов титана вызывают необходимость ограничивать по возможности операции правки. В этом отношении авторами изобретения было установлено, что при достаточном замедлении процесса охлаждения в диапазоне мартенситно-бейнитного превращения достигается уменьшение остаточных деформаций в изделиях, что позволяет ограничить операции, связанные с правкой. Авторы изобретения также установили, что при охлаждении изделия или листа при скорости Vr<1150×ер-1,7 (в данной формуле «ер» означает толщину стального листа в мм и скорость охлаждения в °С/с) до температуры ниже температуры Т=800-270×С*-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×(Мо+W/2) (°С), с одной стороны, получают значительное количество остаточного аустенита и, с другой стороны, снижают остаточные напряжения, вызываемые фазовыми изменениями. Такое снижение напряжений является оптимальным одновременно для уменьшения необходимости правки или для ее упрощения и для ограничения риска растрескивания при последующих операциях сварки и гибки.
Для изготовления листа с высокой износостойкостью и плоскостностью получают сталь, разливаемую в виде сляба или слитка. Сляб или слиток прокатывают в горячем состоянии для получения листа, который подвергают термообработке, обеспечивающей одновременно требуемую структуру и хорошую плоскостность без последующей правки или при ограниченной правке. Термообработка может осуществляться непосредственно за счет тепла прокатки или проводиться позже, при необходимости, после холодной или теплой правки.
Для проведения термообработки:
- либо непосредственно после горячей прокатки, либо после нагрева свыше точки АС3 лист охлаждают при средней скорости, превышающей 0,5°С/с, т. е. при критической скорости бейнитного превращения, до температуры, равной или лежащей несколько ниже температуры: Т=800-270×С*-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×(Мо+W/2) (в °С), таким образом, чтобы исключалось образование ферритных или перлитных компонентов. Под понятием «несколько ниже температуры» понимается температура в диапазоне от Т до Т - 50°С или предпочтительно от Т до Т - 25°С или еще более предпочтительно от Т до Т - 10°С;
- затем в диапазоне от указанной выше температуры до около 100°С насквозь охлаждают лист при средней скорости Vr от 0,1°С/с - для получения достаточной твердости - до 1150×ер-1,7 - для получения требуемой структуры;
- охлаждают лист до комнатной температуры предпочтительно при низкой скорости, что, однако, не является обязательным условием.
Кроме того, можно проводить обработку для снятия напряжений, например, отпуск при температуре менее или равной 350°С, предпочтительно менее 250°С.
Таким образом получают лист, толщина которого может варьироваться в пределах 2-150 мм, обладающий превосходной плоскостностью, характеризующейся прогибом менее 12 мм на метр без правки или с умеренной правкой. Лист имеет твердость от 280 до 450 НВ. Эта твердость определяется главным образом содержанием свободного углерода С*=С-Ti/4-Zr/8+7×N/8.
В качестве примера были изготовлены стальные листы А-С, согласно изобретению, и D-Е в соответствии с уровнем техники. Химические компоненты сталей, выраженные в 10-3 мас.%, а также твердость и показатель Rus износостойкости приведены в таблице.
Износостойкость измеряли путем определения потери веса призматического образца, вращавшегося в емкости с калиброванными гранулами из кварцита в течение 5 часов.
Показатель Rus стали равен значению, превышающему в сто раз соотношение между износостойкостью рассматриваемой стали и износостойкостью эталонной стали (сталь D). Таким образом сталь с показателем Rus=110 имеет износостойкость, превышающую на 10% износостойкость эталонной стали.
Все стальные листы имели толщину 27 мм и закалялись после аустенизации при 900°С.
После аустенизации:
- для листов из сталей А и С применяли среднюю скорость охлаждения, превышавшую на 7°С/с приведенную выше температуру Т и лежащую ниже температуры, согласно изобретению, на 1,6°С;
- для листа В средняя скорость охлаждения превышала на 0,8°С/с приведенную выше температуру Т и была ниже температуры, согласно изобретению, на 0,15°С/с;
- листы из сталей D и Е, приведенные в качестве примера, охлаждали при средней скорости, превышающей на 24°С/с указанную выше температуру Т, и при средней скорости, лежащей ниже на 12°С/с.
Листы, полученные согласно изобретению, имели в результате самоотпуска мартенситно-бейнитную структуру с содержанием 5-20% остаточного аустенита и крупные карбиды титана, в то время как приведенные для сравнения листы имели полностью мартенситную структуру.
Сравнение показателей износостойкости и твердости свидетельствует о том, что листы, согласно изобретению, хотя они и являются значительно менее твердыми по отношению к приведенным для сравнения листам, имеют несколько более высокую износостойкость. Сравнение показателей свободного углерода показывает, что высокая износостойкость листов, согласно изобретению, достигается при значительно меньшем содержании свободного углерода, что обеспечивает существенно более высокую способность к сварке и термической резке по сравнению с листами, известными из уровня техники. Кроме того деформация после охлаждения при отсутствии правки составила для сталей А-С, согласно изобретению, около 5 мм/м, а для сталей D и Е, приведенных для сравнения, 16 мм/м. Эти результаты свидетельствуют об уменьшении деформирования изделий, получаемых согласно изобретению.
На практике, в зависимости от требуемой потребителями плоскостности, следует, что
- либо изделия могут поставляться без правки, что обеспечивает выигрыш по затратам и уменьшение остаточных напряжений,
- либо проводится правка для удовлетворения более жесткого требования по плоскостности (например, 5 мм/м), которая осуществляется проще и вызывает образование меньшего количества напряжений вследствие меньшей начальной деформации изделий, согласно изобретению.
Изобретение относится к области металлургии, в частности к способу получения листа из износостойкой стали и листу. Для повышения износостойкости листа его получают из стали, содержащей, мас.%: 0,24≤С<0,35, 0≤Si≤2, 0≤Al≤2, 0,5≤Si+Al≤2, 0≤Mn≤2,5, 0≤Ni≤5, 0≤Cr≤5, 0≤Mo≤1, 0≤W≤2, 0,1≤Mo+W/2≤1, 0≤В≤0,02, 0≤Ti≤1,1, 0≤Zr≤2,2, 0,35≤Ti+Zr/2≤1,1, 0≤S≤0,15, N≤0,03, при необходимости 0-1,5 Cu, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы Nb, Та, V, при выполнении соотношения, Nb/2+Ta/4+V≤0,5, при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы: Se, Те, Са, Bi, Pb, при содержании, меньшем или равном 0,1, остальное - железо и литьевые примеси, при выполнении следующих соотношений: С*=С-Ti/4-Zr/8+7×N/8≥0,095 и 1,05×Mn+0,54×Ni+0,50×Cr+0,3×(Mo+W/2)1/2+K>1,8, где К=0,5, если В≥0,0005, и К=0, если В<0,0005. Лист подвергают закалке, используя тепло прокатки или после аустенизации в печи, при этом сначала охлаждают со скоростью, превышающей 0,5°С/с, в интервале от температуры, превышающей Ас3, до температуры, лежащей между Т=800-270×C*-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×(Mo+W/2) и Т-50°С, затем со средней скоростью Vr<1150×толщина-1,7 в интервале температур Т и 100°С; где: толщина - толщина листа, мм; окончательно охлаждают до комнатной температуры и проводят при необходимости правку. 2 н. и 5 з.п. ф-лы, 1 табл.
0,24≤С≤0,35
0≤Si≤2
0≤Al≤2
0≤Mn≤2,5
0≤Ni≤5
0≤Cr≤5
0≤Мо≤1
0≤W≤2
0≤В≤0,02
0≤Ti≤1,1
0≤Zr≤2,2
0≤S≤0,15
N≤0,03
при необходимости 0≤Cu<1,5,
при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы Nb, Та, и V, при условии: Nb/2+Ta/4+V≤0,5;
при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы Se, Те, Са, Bi, Pb с содержанием, меньшим или равным 0,1,
остальное железо и образующиеся в результате плавки примеси,
при выполнении следующих условий:
0,5≤Si+Al≤2;
0,1≤Mo+W/2≤1;
0,35≤Ti+Zr/2≤1,1;
при соблюдении следующих соотношений:
C*=C-Ti/4-Zr/8+7·N/8≥0,095;
1,05·Mn+0,54·Ni+0,50·Cr+0,3·(Mo+W/2)1/2+K>1,8;
при К=0,5 если В≥0,0005 и К=0, если В<0,0005,
закалку листа, осуществляемую после горячей деформации или после аустенизации при нагреве в печи, сначала лист охлаждают со средней скоростью охлаждения, превышающей 0,5°С/с, в диапазоне температур, от превышающем Ас3 до температуры в интервале T=800-270·C*-90·Mn-37·Ni-70·Cr-83·(Mo+W/2) и Т-50°С, затем лист охлаждают со средней скоростью сквозного охлаждения Vr<1150·ер-1,7 и ≥0,1°С/с в интервале температур от Т до 100°С, охлаждают до температуры окружающего воздуха и, при необходимости, осуществляют правку, где ер - толщина листа, мм.
1,05·Mn+0,54·Ni+0,50·Cr+0,3·(Mo+W/2)1/2+K>2,
Ti+Zr/2≥0,4;
С*≥0,12;
Si+Al>0,7.
0,24≤С≤0,35
0≤Si≤2
0≤Al≤2
0≤Mn≤2,5
0≤Ni≤5
0≤Cr≤5
0≤Мо≤1
0≤W≤2
0≤В≤0,02
0≤Ti≤1,1
0≤Zr≤2,2
0≤S≤0,15
N<0,03
при необходимости 0≤Cu<1,5,
при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы Nb, Та и V, при условии: Nb/2+Ta/4+V≤0,5,
при необходимости, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы Se, Те, Са, Bi, Pb, при содержании, меньшем или равном 0,1,
остальное железо и образующиеся в результате плавки примеси,
при выполнении следующих условий:
0,5≤Si+Al≤2;
0,1≤Mo+W/2≤1;
0,35≤Ti+Zr/2≤1,1,
при соблюдении следующих соотношений:
С*=C-Ti/4-Zr/8+7·N/8≥0,095;
1,05·Mn+0,54·Ni+0,50·Cr+0,3·(Mo+W/2)1/2+K≥1,8,
где К=0,5, если В≥0,0005, и К=0, если В<0,0005,
при этом сталь имеет мартенситную или мартенситно-бейнитную структуру и содержит 5-20% остаточного аустенита и карбиды.
1,05·Mn+0,54·Ni+0,50·Cr+0,3·(Mo+W/2)1/2+K>2; Ti+Zr/2≥0,4;
С*≥0,12;
Si+Al≥0,7.
| Дорожная спиртовая кухня | 1918 |
|
SU98A1 |
| Вентильный генератор | 1972 |
|
SU725156A1 |
| ЕР 0792944 А, 03.09.1997 | |||
| ЕР 0431557 А, 12.06.1991 | |||
| DE 3323255 A, 29.12.1983. | |||
