Влияние азота на механические свойства и технологическую пластичность аустенитной стали

Важное значение в решении проблемы повышения коррозионной стойкости стали имеет тенденция к снижению концентрации углерода и отказ от применения стабилизирующих добавок, в частности титана. Однако снижение содержания углерода в сталях аустенитного класса приводит к значительному снижению уровня их прочностных свойств. В связи с этим представляется целесообразным легировать подобные стали одним азотом или в сочетании с такими элементами, как, например, ванадий, ниобий, молибден или их комбинации [1–6].

В настоящее время перспективным направлением в разработке новых высокопрочных коррозионностойких сталей (в том числе и мартенситного класса) для нагруженных деталей или изделий химической промыш- ленности является частичная или полная замена углерода азотом [7–10].

Азотсодержащие аустенитные стали можно разделить на три основные группы:

• 1.    Стали с контролируемым содержанием азота . Концентрация азота в таких сталях варьируется от 0,04 до 0,12 мас. %. К этой категории относятся хромоникелевые аустенитные стали. Такие стали нашли применение в атомной промышленности, где от них требуются повышенные механические свойства и коррозионная стойкость, но при этом концентрация азота не должна превышать определенного предела из-за опасности возникновения радиационно-индуцированного охрупчивания.

• 2.    Азотистые стали . Концентрация азота в таких сталях варьируется от 0,12 до 0,40 мас. %. К этой категории относятся

• 3.    Высокоазотистые стали . Концентрация азота в таких сталях превышает предел растворимости в данной системе легирования и, как правило, для аустенитных сталей составляет свыше 0,40 мас. %. Стали этой группы характеризуются высокой прочностью, коррозионной стойкостью, часто имеют минимальное содержание никеля (т. е. имеют хро-момарганцевую систему легирования), но требуют специального оборудования и сложной технологии изготовления. Они нашли применение в особо ответственных высоконагружен-ных изделиях, например, бандажных кольцах турбогенераторных установок или в арктическом судостроении. Примерами высокоазоти-стых сталей являются стали: 12Х18АГ19 (P900), 04Х20Н6Г11М2АФБ и 654SMO.

хромоникельмарганцевые и хромомарганце-вые аустенитные стали. Примерами сталей этой категории могут служить стали 304N, 03Х17Н9АМ3 (316LN), ЭК177, ЭИ878 (AISI 202).

Для получения сталей со сверхравновесным содержанием азота применяют плазменно-дуговой переплав под давлением (ПДПД), электрошлаковый переплав под давлением (ЭШПД) или плавку под давлением в индукционной печи. Необходимо отметить, что производство высокоазотистых сталей требует использования специального оборудования [11–14], за счет чего увеличивается их себестоимость.

Таким образом, для получения максимальной растворимости азота при атмосферном давлении (т. е. без использования специального оборудования) предпочтительно использовать хромомарганцевую систему легирования с высокими концентрациями хрома и марганца (что пропорционально количеству усеваемого азота металлом). Однако важно отметить, что, несмотря на то, что в системе легирования Fe–Cr–Mn можно получить максимальную растворимость азота в условиях открытой выплавки, из-за высокой токсичности марганца (марганец относится ко 2-му классу опасности по ГОСТ 12.1.005–76) и взрывоопасности дисперсной марганецсодержащей пыли необходимо обеспечить печное оборудование сложными системами пылеулавливания и очистки воздуха.

Вследствие этого большое количество отечественных металлургических заводов отказываются от производства высокомарганцовистых сталей. Это обстоятельство является дополнительной предпосылкой к дальнейшим исследованиям аустенитных сталей системы легирования Fe–Cr–Ni.

Цель настоящей работы заключалась в подборе оптимального химического состава азотистой стали в системе легирования Fe–Cr–Ni–Mn, а также оценки возможности получения в условиях открытой выплавки плотного слитка и в исследовании механических и технологических свойств азотистой стали в сравнении с классическими хромоникелевыми аустенитными сталями.

Материал и методика исследования

Для решения поставленной задачи в индукционной печи были проведены фракционные плавки 03Х18Н11 с переменным содержанием в них азота. При введении даже относительно небольших добавок азота (свыше 0,15 мас. %) при содержании марганца в пределах 0,5–0,8 % и концентрациях хрома и никеля, соответственно 17,5 и 11,5 %, слитки оказались пораженными пузырями, возникающими при кристаллизации металла из-за снижения растворимости азота в металле с понижением температуры. При этом усвоение азота металлом, как правило, уменьшалось с увеличением присадки азотированного феррохрома и повышением содержания никеля. Был сделан вывод, что повысить растворимость азота в имеющихся условиях можно либо за счёт дальнейшего повышения содержания хрома или марганца, либо каждого из этих элементов. Опытную сталь выплавляли в открытой индукционной печи без применения специального оборудования для создания повышенного давления азота над расплавом или слитком при его последующей кристаллизации после разливки.

Химический состав металла лабораторных плавок приведен в табл. 1, а характерный вид макроструктуры слитков – на рис. 1.

Выплавленные слитки были подвергнуты поверхностной зачистке и затем деформированы методом свободной ковки и прокатки до заготовок требуемого сечения по режимам, использующимся для деформации нержавеющих аустенитных марок стали с охлаждением металла на воздухе.

Исследование макроструктуры исследуемых сталей проводили в литом состоянии. Отбор проб (темплетов) проводили из подприбыльной части слитка, а также один слиток разрезали в продольном направлении.

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей

Марка	Химический состав, мас. %
	C	Si	Mn	S	P	Cr	Ni	N 2	Ti
03Х18Н11	0,024	0,65	0,95	0,007	0,012	18,34	11,07	0,05	0,002
04Х18Н11Г1А0,16	0,037	0,56	1,35	0,008	0,013	18,30	11,11	0,16	0,002
03Х18Н11Г1А0,16	0,022
05Х19Н9Г3А0,21	0,052	0,47	2,95	0,008	0,010	19,62	9,65	0,21	0,003
03Х20Н9Г3А0,27	0,025					20,30		0,27
06Х19Н9Г3А0,23	0,060	0,41	3,02	0,014	0,008	19,63	9,60	0,23	0,003
03Х20Н9Г3А0,30	0,025	0,30				20,26		0,30

а)

в)

б)

г)

Рис. 1. Макроструктура литого металла: а – поперечный темплет стали 03Х18Н11 (0,05 % N); б – продольный темплет стали 03Х18Н11 (0,05 % N); в – поперечный темплет стали 03Х20Н9Г3А0,30 (0,30 % N); г – продольный темплет стали 03Х20Н9Г3А0,30 (0,30 % N)

Пробоподготовку темплетов проводили по ГОСТ 10243–75, а затем травили в реактиве: 2 л соляной кислоты (по ГОСТ 3118–77) + 0,5 л азотной кислоты (по ГОСТ 4461–77).

Испытания на одноосное растяжение проводили на универсальных машинах для статических испытаний марок ИР 5082 и INSTRON при температуре 20 °C на образцах тип III № 7 согласно ГОСТ 1497–84, а при повышенных температурах – на образцах тип II № 1 по ГОСТ 9651–84.

Испытания на ударный изгиб проводили при комнатной, повышенных (до 1280 °С) и пониженных температурах (до –100 °C) согласно ГОСТ 9454–78, а при температурах от –100 до –196 °С – по ГОСТ 22848–77.

Пластометрические испытания проводили на пластометре с отделяемым кулачком конструкции НИИМ (г. Челябинск) при различных скоростях деформации от 1 до 30 с–1 в широком интервале температур от 800 до 1300 °С. Максимальное усилие деформации – 6 т, максимальный рабочий ход ~ 45 мм. Нагрев образцов перед испытаниями и само испытание проводится в селитовой печи с карборундовыми нагревателями.

Результаты исследованияи их обсуждение

Как видно из сопоставления рис. 1а, б и рис. 1в, г, добавка азота приводит к уменьшению ширины столбчатых и увеличению зоны равноосных кристаллов, а также вызывает измельчение зерна и уменьшение усадочной рыхлости при одинаковых условиях кристаллизации и охлаждения слитка.

Анализ механических свойств стали при комнатной температуре показал, что легирование азотом привело к существенному возрастанию уровня прочностных свойств при достаточно высоких значениях пластических свойств (табл. 2).

Так, например, значения предела текучести во всех образцах у сталей с содержанием азота свыше 0,20 мас. % не опускались ниже 350 МПа, доходя в отдельных фракциях до 410 МПа (03Х20Н9Г3А0,27), что примерно на 50–70 % выше по сравнению со сталью 03Х18Н11 без азота и на 10–25 % выше аналогичных азотсодержащих сталей: 03Х17АН9 (ЭК177), 10Х14АГ15 (ДИ13), 03Х17Н9АМ3 (AISI 316LN), 12Х17Г9АН4 (ЭИ878).

Оценку стойкости стали к хладноломкости проводили путем построения сериальных

Таблица 2

Механические свойства исследуемых сталей

Марка	Механические свойства при +20 °C
	σ в		σ т		δ		ψ
	МПа	Δ	МПа	Δ	%	Δ	%	Δ
Вариант А: т/о: закалка 1050 °С, 30 мин, вода
03Х18Н11	560	–	270	–	59,0	–	75,0	–
04Х18Н11Г1А0,16	674	+20,4 %	324	+20,0 %	46,5	–12,5 %	76,0	+1,0 %
03Х18Н11Г1А0,16	651	+16,3 %	303	+12,2 %	50,6	–8,4 %	73,4	–1,6 %
05Х19Н9Г3А0,21	726	+29,6 %	386	+43,0 %	46,8	–12,2 %	76,0	+1,0 %
03Х20Н9Г3А0,27	756	+35,0 %	392	+45,2 %	45,0	–14,0 %	74,1	–0,9 %
06Х19Н9Г3А0,23	746	+33,2 %	351	+30,0 %	54,6	–4,4 %	74,5	–0,5 %
03Х20Н9Г3А0,30	777	+38,8 %	412	+52,6 %	47,1	–11,9 %	72,5	–2,5 %
Вариант Б: т/о: закалка 1100 °С, 30 мин, вода
03Х18Н11	545	–	245	–	60,5	–	75,0	–
04Х18Н11Г1А0,16	635	+16,5 %	298	+21,6 %	51,6	–8,9 %	75,5	+0,5 %
03Х18Н11Г1А0,16	639	+17,3 %	316	+29,0 %	52,5	–8,0 %	75,7	+0,7 %
05Х19Н9Г3А0,21	725	+33,0 %	375	+53,1 %	48,0	–12,5 %	74,3	–0,7 %
03Х20Н9Г3А0,27	753	+38,2 %	410	+67,4 %	46,6	–13,9 %	72,8	–2,2 %
06Х19Н9Г3А0,23	721	+32,3 %	363	+48,2 %	57,1	–3,4 %	73,2	–1,8 %
03Х20Н9Г3А0,30	744	+36,5 %	382	+55,9 %	50,1	–10,4 %	74,6	–0,4 %

Примечание. Δ – означает прирост/убыль характеристики по сравнению с 03Х18Н11.

кривых в интервале от –196 °С до +20 °С. Результаты испытаний показаны на рис . 2.

Важно отметить, что при исследовании разрушенных ударных образцов на наличие альфа- фазы после испытаний на хладноло м кость показало появление на поверхности и з лома магнитной фазы в количестве 1,4 % при температуре испытания –100 °С и 2,2 % при температуре испытания –196 °С, что свид е тельствует о деформационной природе их возникновения и объясняет снижение ударной вязкости стали с уменьшением температуры испытаний. До проведения испытаний хла дноломкости содержание альфа- фазы в мета лле составляло менее 1,0 %.

Для определения технологической пл а стичности сталей были проведены испытания на горячий разрыв в интервале температур 300–1250 °С (рис. 3 ), ударный изгиб в инте рвале температур 1100–1280 °С (рис. 4а), и го рячее скручивание при температурах 900 – 1250 °С (рис. 4б ). Результаты испытаний на горячий разрыв показали возрастание прочн о стных свойств у стали, легированной азотом, при одновременном снижении её пластичн ости (см. рис. 3).

Следует отметить, что все ударные об- разцы (см. рис. 4а) в процессе испытаний на ударный изгиб (в интервале температур 1100– 1280 °С) только согнулись (без образования трещин), но не разрушились.

Снижение азотом технологической пластичности (рис. 3б) стали 03Х20Н9Г3А0,30 (по сравнению с 03Х18Н11) подтверждается также результатами испытаний на горячее скручивание (см. рис. 4б).

«Провалы» на кривой пластичности в интервале температур 700–900 °С, отмеченные при испытаниях на горячий разрыв (см. рис. 3б), связаны с процессами выделения избыточных фаз по границам зерен. Для исключения фактора предварительной пластической деформации на структурные изменения, происходящие при пластической деформации литой структуры, дополнительно исследовали горячую пластичность стали 03Х20Н9Г3А0,30 в литом состоянии.

Внешний вид образцов после проведения испытаний на горячий разрыв показан на рис. 5. Из сопоставления образцов разных аустенитных сталей видно, что самой худшей пластичностью обладает 12Х18Н10Т, затем 03Х20Н9Г3А0,30, а наилучшая пластичность у 03Х18Н11.

Рис. 2. Склонность стали 03Х20Н9Г3А0,30 к хладноломкости: 1 – продольно вырезанные образцы; 2 – поперечно вырезанные образцы

а)

б)

Рис. 3. Влияние содержания азота на технологическую пластичность нержавеющей стали в интервале температур 300–1250 °С: а – сопротивление деформации ( σ в , МПа); б – пластические свойства ( δ , %; ψ , %). 1 – 03Х18Н11; 2 – 03Х18Н11Г1А0,16;

3 – 03Х20Н9Г3А0,30

а)

б)

Рис. 4. Влияние содержания азота на технологическую пластичность, исследованную методами: горячего ударного изгиба (а) и методом горячего скручивания (б) исследуемых сталей: 1 – 03Х18Н11; 2 – 03Х18Н11Г1А0,16; 3 – 03Х20Н9Г3А0,27;

4 – 03Х20Н9Г3А0,30

а)

б)

в)

Рис. 5. Вид разрывных образцов после испытаний на горячее растяжение стали: а – 12Х18Н10Т; б – 03Х18Н11; в – 03Х20Н9Г3А0,30 (цифры на образце означают температуру испытания)

Заключение

Полученные результаты и сследований показывают, что азот улучшает макростру к туру литого металла, а также, с одной ст о роны, значительно улучшает прочностные свойства (на 30–60 %), оставляя практич е ски без изменения пластичность стали при комнатной температуре, а с другой стороны, значительно снижает технологическую пл а стичность аустенитных хромоникельма р ганцевых сталей. Анализ полученных р е зультатов свидетельствует, что для обесп е чения высокой технологичности азотистой стали, не уступающей безазотистым сталям, при её производстве н еобходимо использ о вать микролегирование бором или редкоз емельными металлами.

По данному направлению проводятся д ополнительные исследования.