Процес виготовлення високоміцної, високопластичної легованої вуглецевої сталі

1. Процес виготовлення високоміцної, високопластичної легованої вуглецевої сталі, який включає: (a) створення легованої вуглецевої сталі, що має мікроструктуру, яка складається із рейок мартенситу, котрі чергуються з плівками залишкового аустеніту, і (b) деформацію зазначеної легованої вуглецевої сталі в холодному стані з обтисканням, достатнім для досягнення міцності щодо розтягання, принаймні приблизно 1035 МПа. 2. Процес за п. 1, який відрізняється тим, що стадія (b) включає деформацію в холодному стані зазначеної легованої вуглецевої сталі з обтисканням, достатнім для досягнення міцності щодо розтягання, приблизно від 1035 до 3450 МПа. 3. Процес за п. 1, який відрізняється тим, що стадія (b) включає деформацію в холодному стані зазначеної легованої вуглецевої сталі з обтисканням за площею поперечного перерізу принаймні 20 % за прохід. 2 (19) 1 3 80009 4 значеної мікроструктури, практично уникаючи утворення карбіду на межах поділу між зазначеними рейками мартенситу і плівками залишкового аустеніту. 12. Процес за п. 11, який відрізняється тим, що зазначена легована вуглецева сталь має такий склад, при якому температура початку мартенситного переходу дорівнює принаймні приблизно 350°С. 13. Процес за п. 11, який відрізняється тим, що зазначені плівки залишкового аустеніту мають однорідну орієнтацію. 14. Процес за п. 11, який відрізняється тим, що зазначений склад легованої вуглецевої сталі містить залізо і легуючі елементи у кількості: приблизно від 0,04 до 0,12 мас. % вуглецю, від 0 до 11 мас. % хрому, від 0 до 2 мас. % марганцю і від 0 до 2 мас. % кремнію. 15. Процес за п. 11, який відрізняється тим, що температура на стадії (іі) знаходиться в межах приблизно від 800 °С до 1150 °С. 16. Процес за п. 1, який відрізняється тим, що стадія (а) включає у себе: (і) створення легованої вуглецевої сталі такого складу, при якому температура початку мартенситного переходу дорівнює принаймні приблизно 300°С, (іі) нагрівання зазначеного складу легованої вуглецевої сталі до температури, достатньо високої для того, щоб викликати її а устенізацію і створити гомогенну аустенітну фазу з усіма легуючими елементами у стані твердого розчину, (ііі) охолодження зазначеної гомогенної аустенітної фази для перетворення частини цієї аустенітної фази на кристали фериту з утворенням у результаті двофазної мікроструктури, що містить кристали фериту, сплавлені з кристалами аустеніту, і (iv) охолодження зазначеної двофазної мікроструктури через інтервал мартенситного переходу в умовах, що викликають перетворення зазначених кристалів аустеніту на мікроструктуру, що містить рейки мартенситу, які чергуються з плівками залишкового аустеніту. 17. Процес за п. 16, який відрізняється тим, що стадія (ііі) включає у себе охолодження зазначеної гомогенної аустенітної фази до температури приблизно від 800 °С до 1000 °С. 18. Процес за п. 16, який відрізняється тим, що стадія (іі) включає у себе нагрівання зазначеного складу легованої вуглецевої сталі до температури в межах приблизно від 1050°С до 1170°С, а стадія (ііі) включає у себе охолодження цієї гомогенної аустенітної фази до температури приблизно від 800 °С до 1000 °С. 19. Процес за п. 16, який відрізняється тим, що зазначений склад легованої вуглецевої сталі містить залізо і легуючі елементи у кількості: приблизно від 0,02 до 0,14 мас. % вуглецю, від 0 до 1,5 мас. % марганцю, від 0 до 3 мас. % кремнію і від 0 до 1,5 мас. % алюмінію. Даний винахід стосується те хнологічних процесів обробки низьковуглецевих і середньовуглецевих легованих сталей і, зокрема, сталей високої міцності й ударної в'язкості, а також здатності таких сталей піддаватися деформації в холодному стані. Важливою стадією технологічного процесу сталей з високими експлуатаційними характеристиками є деформація в холодному стані, яка звичайно складається із ряду операцій стискання і/або розтягання, що застосовуються в таких процесах, як протягування, екструзія, холодна висадка і прокатка. Холодна механічна обробка викликає пластичну деформацію сталі, внаслідок якої сталь під час надавання їй форми кінцевого продукту набуває деформаційного зміцнення. Деформація в холодному стані, якою у випадку виготовлення стального дроту є протягування дроту, звичайно складається із низки послідовних стадій з проміжними операціями термообробки, яка в цьому випадку зветься патентуванням. Високоміцний стальний дріт є прикладом сталі з високими експлуатаційними характеристиками і використовується в різноманітних механічних конструкціях, включаючи корди автомобільних шин, троса і дротові стренги для зміцнювання напружено-формованого бетону. У високоміцному стальному дроті звичайно використовуються середньовуглецева і високовуглецева сталь. Типовий процес виготовлення такого дроту складаєть ся з декількох стадій холодного протягування гарячекатаних стрижнів з перлітною мікроструктурою і проміжного патентування з метою пом'якшення перліту для здійснення безперервного процесу холодного протягування. При цьому, наприклад, гарячекатані стрижні діаметром, приблизно, 5,5мм проходять через грубе протягування в декілька стадій до діаметра, приблизно, 3мм. Після цього проводять патентування при температурах 850°С, під час якого відбувається аустенізація сталі з наступним перетворенням її структури при 500-550°С на тонкий пластинчастий перліт. Далі сталь піддають травленню, наприклад, соляною кислотою для видалення нагару, утвореного під час патентування. Слідом за травленням йдуть декілька подальших стадій протягування для зменшення діаметра, приблизно, до 1мм, а потім знов проводять патентування і травлення. Після цього здійснюють остаточне протягування за декілька стадій до бажаного остаточного діаметра, що може становити, наприклад, 0,4мм, для надання дроту бажаних властивостей і, головним чином, міцності. Після цього, в залежності від призначення вироблюваного продукту, можуть здійснюватися такі операції, як скручування в джути і т.п. Метою початкового патентування є одержання стрижнів для протягування дроту з тонкою пластинчастою перлітною структурою, що потребує низької температури перетворення. Для забезпечення бажаного регулювання температури цей процес, 5 80009 звичайно, проводять у ванні розплавленого свинцю. На наступних стадіях дріт протягують до ступеню істинної деформації (як визначено нижче) 6-7 для одержання високих рівнів міцності, приблизно, 3000МПа. У випадку звичайно дроту з перлітною структурою такі високі величини деформації і міцності можуть досягатися лише із застосуванням ряду операцій патентування. Без такого патентування холодне протягування призводить до зсувного розтріскування перлітних пластинок. У зв'язку з необхідністю використовувати ванну розплавленого свинцю, весь цей процес є дорогим і пов'язаний з ризиком забруднення навколишнього середовища. Холодна деформація використовується також у виготовленні розширюваних стальних труб , тобто тр уб, що розширюються по місцю їх експлуатації, яке часто є під землею. Нещодавно в секторі легованих сталей були проведені розробки з утворення мікроструктур, що містять як мартенситну, так й аустенітну фази, що чергуються між собою, а мартенсит у них має форму рейок, відокремлених тонкими плівками аустеніту. Ці мікроструктури являли собою сплавлені зерна, а кожне із зерен містило декілька рейок мартенситу, відокремлених тонкими аустенітними плівками, і в деяких випадках було оточене аустенітною оболонкою. Ці структури мають назву "дислокованих рейчастих мартенситних" структур або "пакетно-рейчастих мартенситно-аустенітних" структур. Даний тип мікроструктур уперше був описаний у таких патентах США, включених тут в усій їхній повноті шляхом посилання: [№4,170,497 (Gareth Thomas, Bangaru V.N. Rao), виданий 9 жовтня 1979p. за заявкою, поданою 24 серпня 1977р.; №4,170,499 (Gareth Thomas, Bangaru V.N. Rao), виданий 9 жовтня 1979p. за заявкою, поданою 14 вересня 1978р. як така, що частково продовжується від зазначеної вище заявки, поданої 24 серпня 1977p.; №4,671,827 (Gareth Thomas, Nack J. Kim, Ramamoorthy Ramesh), виданий 9 червня 1987p. за заявкою, поданою 11 жовтня 1985p.; №6,273,968 B1 (Gareth Thomas), виданий 14 серпня 2001р. за заявкою, поданою 28 березня 2000р.]. Поряд з тим, що ці мікроструктури дають певні переваги в частині експлуатаційних властивостей і, особливо, високу антикорозійну стійкість, до тих пір не було відомо, що за наявності цих мікроструктур стадії обробки, звичайно застосовувані до легованих сталей, можуть бути спрощені або виключені із технологічного процесу. Особливо близькими до даного винаходу є два зазначені нижче патенти США, що розкривають холодну деформацію стальних стрижнів і дроту без операцій патентування: [№4,613,385 (Gareth Thomas, Al vin H. Nakagawa), виданий 23 вересня 1986р. за заявкою, поданою 9 грудня 1982p.; №4,619,714 (Gareth Thomas, Jae-Hwan Ahn, Nack-Joon Kim), виданий 28 жовтня 1986p. за заявкою, поданою 29 листопада 1984p. як така, що 6 частково продовжує заявку, подану 6 серпня 1984p.], так само включені тут в усій їхній повноті шляхом посилання. Мікроструктури сталей, яких стосуються ці патенти, значно відрізняються від мікроструктур сталей, описаних у перших чотирьох вищезазначених патентах. Авторами винаходу було знайдено, що пакетно-рейчаста мартенситно-аустенітна мікроструктура є унікальною за своїми кристалографічними властивостями і за можливістю керувати цими властивостями шляхом деформації в холодному стані. Завдяки високій густині дислокацій цієї мікроструктури і тій легкості, з якою деформації в структурі мають можливість рухатися між мартенситною й аустенітною фазами, деформація в холодному стані дозволяє створювати мікроструктуру з унікальними механічними властивостями, включаючи високу межу міцності щодо розтягання. Це дозволяє піддавати такі сплави холодній деформації без проміжних стадій термообробки й одержувати при цьому рівні міцності щодо розтягання, порівняні з рівнями міцності звичайних легованих сталей, що піддавалися холодній деформації з проміжними операціями термообробки. В тім, що стосується стального дроту з пакетнорейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою, даний винахід полягає у виявленні того факту, що холодна деформація таких матеріалів може проводитися без проміжного патентування. Отже, згідно з даним винаходом леговані вуглецеві сталі, що мають пакетно-рейчасту мартенситноаустенітну мікроструктур у, тобто такі, мікроструктура яких містить рейки мартенситу, що чергуються з тонкими плівками залишкового аустеніту, піддаються холодному формуванню, в кращому варіанті без операцій проміжної термообробки до ступеня, до ступеня обтискання, достатнього для одержання міцності щодо розтягання не менше, ніж приблизно 150 кілофунт-сила/кв.дюйм, що еквівалентно, приблизно, 103МПа (1МПа=1Н/мм 2). Особливий інтерес являє собою холодна деформація до міцності щодо розтягання 2000МПа (290 кілофунт-сила/кв.дюйм) і вище - рівня, який дозволяє досягати і набагато перевищува ти даний винахід, здійснення котрого на практиці дозволило отримати міцність щодо розтягання 3000МПа (435 кілофунт-сила/кв.дюйм) і 4000МПа (580 кілофунтсила/кв.дюйм). Дані величини є приблизними: переводний коефіцієнт на найближчу тисячу становить 6,895МПа=1 кілофунт-сила/кв.дюйм. Переваги даного винаходу поширюються на пакетно-рейчасті мартенситно-аустенітні мікроструктури, що не містять або містять незначні кількості фериту, а також на мікроструктури, що містять пакетно-рейчасті зерна, сплавлені з феритними зернами, і на варіанти цих стр уктур, включаючи ті, пакетно-рейчасті зерна котрих оточені аустенітними оболонками, ті, що не містять міжфазних карбідних виділів, і ті, в котрих а устенітні плівки мають рівномірну орієнтацію. Виявлення здатності пакетно-рейчастих мартенситноаустенітних мікроструктур реагувати на холодну обробку описаним вище чином є досить несподіваним у світлі описів цитованих вище патентів 7 80009 США №№4,613,385 і 4,619,714, оскільки ферит у мікроструктурах згідно з цими патентами має межу текучості, нижчу, ніж у мартенситу. Якщо так, то ферит повинен поглинати напруження, створене холодною деформацією, а мартенсит не повинен реагувати на холодну де формацію доти, аж поки феритна фаза механічно не нагартується до рівня вище межі текучості мартенситу. У мікроструктурах, на які спрямований даний винахід, відносно низький рівень фериту або його відсутність, коли фериту немає, зумовлює поглинання напруження мартенситом на ранній стадії процесу холодної деформації. Мартенсит і ферит досить помітно різняться між собою своїми кристалічними структурами і характеристиками механічного зміцнення. У подальшому ці та інші ознаки, цілі, переваги і приклади практичного здійснення даного винаходу розглядаються більш детально. На Фіг.2 подані графіки залежності міцності щодо розтягання від істинної загальної деформації для двох легованих сталей з двофазною пакетнорейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою після холодної деформації згідно з даним винаходом без операцій проміжної термообробки. На Фіг.1 подані графіки залежності міцності щодо розтягання від істинної загальної деформації для трьох легованих сталей з трифазною пакетнорейчастою мартенситно-аустенітною-феритною мікроструктурою й однієї легованої сталі з дво фазною пакетно-рейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою після холодної деформації згідно з даним винаходом без операцій проміжної термообробки. Холодна деформація згідно з даним винаходом може виконуватися за допомогою технологій і обладнання, що звичайно використовуються для холодної обробки інших легованих сталей з іншими мікроструктурами. Процес холодної деформації стальних заготовок квадратного поперечного перерізу, прутків, плоского прокату або листів може здійснюватися шляхом прокатування сталі між валками або іншими засобами стискування для зменшення товщини і подовження сталі. У ти х випадках, коли холодна деформація проводиться шляхом прокатки, здійснюється багатократне стискання низкою перепускань сталі через прокатний стан. Аналогічним чином здійснюється холодна деформація стрижневих або дротових заготовок шляхом їх холодного протягування або екструзії через матриці. При багатократній екструзії заготовку перепускають послідовно через множину матриць з кожним разом все меншого діаметра. При протягуванні труб стальну тр убну заготовку перепускають через кільцеву матрицю з дорном усередині неї. При багатократному перепусканні трубу багато раз протягують через кільцеві матриці все меншого розміру з дорном, поміщеним усередину труби. Холодну де формацію проводять при температурі нижче найнижчої температури, при котрій виникає рекристалізація. Отже, підходящими для цього температурами є такі, що не викликають будь-яких змін фаз у структурі сталі. Рекристалізація вуглецевих сталей, звичайно, відбувається приблизно при 1000°С (1832°F), у зв'язку з чим 8 холодна деформація згідно з даним винаходом проводиться при температурах, значно нижчих цього рівня. У кращих варіантах таку холодну деформацію виконують при температурах, приблизно, 500°С (932°F) і нижче, ще краще - при 100°С (212°F) і нижче, і найкраще - в межах приблизно 25°С навколишньої температури. Холодна деформація може проводитися за один прохід або шляхом послідовних численних проходів. І в тому і в іншому випадках проміжна термообробка (яка при протягуванні стального дроту зветься "патентуванням") може виконуватися з метою подальшого поліпшення властивостей, але властивості оброблюваного матеріалу після одної лише холодної деформації (без проміжної термообробки) є достатньо високими і не потребують проміжних термообробок. Ступінь обтискування за прохід не є для даного винаходу критичним і може варіювати в широких межах. Але при цьому обтиск повинен бути достатньо великим для того, щоб уникнути загартування сталі до такої міри, що вона після невеликого загального обтиску стане слабкою на розрив. У більшості випадків краще обтискання становить, приблизно, 20% за прохід, ще краще - принаймні 25% за прохід, і найкраще - приблизно від 25% до 50% за прохід. Обтискання за прохід принаймні частково залежить від таких чинників, як кут матриці і коефіцієнт ефективності протягування. Чим більшим є кут матриці, тим більшим є мінімальне обтискання, що потребується для уникнення руйнівного розтріскування в центральній зоні. Але чим меншим є коефіцієнт ефективності протягування, тим меншим є максимальне обтискання сталі з даною експонентою деформаційного зміцнення. Компромісне обтискання, звичайно, лежить між цими двома суперечними чинниками. З погляду на міцність щодо розтягування кінцевого продукту холодну деформацію краще проводити до величин цього параметра в межах, приблизно, від 150 кілофунт-сила/кв.дюйм до 500 кілофунтсила/кв.дюйм. Процес згідно з даним винаходом може застосовува тися до легованих вуглецевих сталей з пакетно-рейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою, описаною в зазначених вище патентах, а також у сумісних [патентних заявках США №№10/017,847, поданій 15 грудня 2001р. (під назвою "Triple-Phase Nano-Composite Steels" (Трифазні нанокомпозитні сталі), автори Kusinski, GJ., Pollack, D., Thomas, G.), і 10/017,879, поданій 15 грудня 2001p. (під назвою "Nano-Composite Martensitic Steels" (Нанокомпозитні мартенситні сталі), автори Kusinski, G.J., Pollack, D., Thomas, G.)], включених тут в усій їхній повноті шляхом посилання. Для забезпечення можливості утворення пакетно-рейчастої мартенситно-аустенітної мікроструктури склад сталі, звичайно, має температур у MS початку мартенситного переходу, приблизно, 300°С або вище, а в кращих варіантах 350°С чи вище. Відомо, що в загальному випадку на температуру MS чинять вплив легуючі елементи і серед них найбільш сильним впливом на MS характеризується вуглець. Отже, для того, щоб MS утримувалася вище рівня 300°С, вміст вуглецю в 9 80009 складі сталі не повинен перевищува ти 0,35%(мас). У кращих варіантах здійснення винаходу вміст вуглецю лежить у межах, приблизно, від 0,03%(мас.) до 0,35%(мас), а в більш кращих - у межах, приблизно, від 0,05%(мас.) до 0,33%(мас). Інші легуючі елементи, такі, як молібден, титан, ніобій і алюміній, можуть використовува тися в кількостях, достатніх для забезпечення потрібної кількості центрів зародкоутворення й одержання, таким чином, тонкозернистої структури матеріалу, але в концентрації, достатньо низькій для того, щоб уникнути впливу їх на властивості кінцевого сплаву. Концентрація легуючих елементів повинна також бути достатньо низькою, щоб уникнути утворення включень та інших гр убих виділів, котрі можуть зробити сталь схильною до руйнування на ранніх стадіях холодної деформації. В деяких варіантах здійснення винаходу вигідно до складу сталі включати один або більше аустенітстабілізуючих елементів, яких як азот, марганець, нікель, мідь і цинк. Особливо підходящими серед них є марганець і нікель. При наявності в складі сталі нікелю концентрація його повинна лежати в межах, приблизно, від 0,25%(мас.) до 5%(мас), а при наявності марганцю - концентрація останнього повинна лежать у межах, приблизно, від 0,25%(мас.) до 6%(мас). У багатьох варіантах здійснення винаходу до складу сталі входить також хром, концентрацію якого, звичайно, підтримують у межах, приблизно, від 0,5%(мас.) до 12%(мас). Деякі варіанти здійснення винаходу спрямовані на сплави, що, окрім пакетно-рейчастих мартенситно-аустенітних зерен містять феритну фазу (трифазні сплави), у той час як інші містять лише пакетно-рейчасті мартенситно-аустенітні зерна і не містять феритної фази (двофазні сплави). У загальному випадку наявність або відсутність феритної фази визначається типом термообробки на початковій стадії аустенізації. Відповідним вибором температури структур у сталі можна перетворити на однофазну аустенітну або на двофазну, що містить як аустеніт, так і ферит. Крім того, склад сталі може бути вибраний або відрегульований у розрахунку чи на утворення фериту під час початкового охолодження сплаву від аустенітної фази, чи на запобігання утворенню фериту під час такого охолодження, тобто на запобігання утворенню феритних зерен перед подальшим охолодженням аустеніту для формування пакетнорейчастої мікроструктури. Як зазначалося вище, в деяких випадках може бути вигідним використовува ти сталі з пакетнорейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою, в котрій усі а устенітні плівки в пакетнорейчастому зерні мають приблизно однакову орієнтацію, хоча їхня кристалографічна орієнтація може бути різною, або ж такі сталі, в котрих усі аустенітні плівки в пакетно-рейчастому зерні мають однакову орієнтацію кристалічних площин. Останній з цих варіантів може здійснюватися шляхом обмеження розміру зерна до 10мкм і менше. В кращому варіанті розмір зерна в зазначених ви ще випадках лежить у межах, приблизно, від 1мкм до 10 10мкм, а в найкращому - в межах, приблизно, від 5мкм до 9мкм. Процес формування пакетно-рейчастих мартенситно-аустенітних мікроструктур, що не містять фериту (тобто "дво фазних" мікроструктур) починається з вибору компонентів сталі і об'єднування цих компонентів у відповідних пропорціях, зазначених ви ще. Об'єднані компоненти піддають гомогенізації ("просочуванню") протягом часу і при температурах, достатні х для утворення однорідної аустенітної структури, в котрій всі елементи і компоненти перебувають у стані твердого розчину. Температура термообробки повинна бути ви щою за температуру рекристалізації аустеніту, а в кращому варіанті - на рівні, на якому утворюються дуже дрібні зерна. Температура рекристалізації аустеніту, звичайно, залежить від складу сплаву і, як правило, може бути легко визначена фахівцем у даній галузі. У більшості випадків кращі результати отримуються, якщо просочування проводити при температурах у межах від 800°С до 1150°С. У разі потреби прокатку, ковку або те й інше в застосуванні до даного сплаву можна виконувати при цій температурі. По завершенні гомогенізації сталь піддають охолодженню зі здрібненням зерна до бажаного розміру, котрий, як зазначалося вище, може бути різним. Здрібнення зерна може здійснюватися по стадіях, але завершальне здрібнення, звичайно, проводять при проміжній температурі, вищій за температуру рекристалізації аустеніту або наближеній до неї. При цьому сталь спочатку може піддаватися прокатуванню при температурі гомогенізації, яка забезпечує умови динамічної рекристалізації, а потім охолоджуватися до проміжної температури і знов піддаватися прокатуванню для подальшої динамічної рекристалізації. Зазначена проміжна температура лежить між температурою рекристалізації аустеніту і верхньою межею, що є вищою на 50°С температури рекристалізації аустеніту. Для складу сталі, температура рекристалізації аустеніту якої складає, приблизно, 900°С, проміжна температура, до котрої ця сталь охолоджується, лежить у межах, приблизно, від 900°С до 950°С і найкраще - в межах від 900°С до 925°С. Для складу сталі температура рекристалізації аустеніту якої складає, приблизно, 820°С, кращою проміжною температурою є, приблизно, 850°С. Динамічна рекристалізація може здійснюватися також за допомогою кування або інших засобів, добре відомих фа хівцям у даній галузі. Динамічна рекристалізація дає зменшення розміру зерна на 10% і більше, а в більшості випадків дозволяє зменшувати розмір зерна, приблизно, на 30-90%. По досягненні бажаного розміру зерна сталь піддають гартуванню шляхом охолодження від температури вище температури рекристалізації аустеніту до температури MS початку мартенситного переходу і далі через інтервал мартенситного переходу для перетворювання кристалів аустеніту на пакетно-рейчасту мартенситно-аустенітну мікроструктур у. Коли між кристалами аустеніту є кристали фериту, це перетворення відбувається лише в кристалах аустеніту. Оптимальна швидкість охолодження при цьому залежить від хімічного 11 80009 складу сталі і, отже, від її здатності прогартовуватся. Утворювані при цьому пакети в мікроструктурі є, приблизно, такого ж малого розміру, що й зерна аустеніту, утворені на стадіях прокатки, але аустеніт у ци х зернах залишається тільки в тонких плівках, а в деяких випадках також в оболонці, що оточує кожне пакетно-рейчасте зерно. В тих випадках, коли тонкі аустенітні плівки повинні мати один варіант кристалічної орієнтації, це досягається шляхом такого регулювання процесу, щоб розмір зерна був менше 50мкм. Альтернативою динамічній рекристалізації в здрібненні зерна до бажаного розміру може бути проведення однієї лише термообробки, тобто без додаткових чинників впливу. Для цього сталь загартовують, як описано вище, а потім знов нагрівають до температури, що приблизно дорівнює температурі рекристалізації аустеніту або є тро хи нижчою за неї. Після цього сталь знов гартують для одержання або повернення до пакетнорейчастої мартенситно-аустенітної мікроструктури. Температура повторного нагріву при цьому лежить у межах, приблизно, 50°С від температури рекристалізації аустеніту і становить, наприклад, 870°С. Такі стадії процесу обробки, як нагрів складу сталі до аустенітної фази, охолодження сталі шляхом регульованої прокатки або кування для досягнення бажаного ступеню обтискання і розміру зерна і гартування аустенітних зерен шляхом швидкого охолодження на ділянці мартенситного переходу з одержанням пакетно-рейчастної структури, виконуються за допомогою добре відомих методів і засобів. До числа таких методів належать різноманітні види лиття, термообробки і гарячої механічної обробки сталі, наприклад, куванням або прокаткою із завершальною обробкою при контрольованій температурі для оптимального здрібнення зерна. Регульовану прокатку застосовують для вирішення різноманітних задач, включаючи сприяння дифузії легуючих елементів для утворення гомогенної аустенітної кристалічної фази і сприяння збереженню енергії деформації в зернах. На стадіях гартування протягом цього процесу регульована прокатка заводить свіжо утворювану мартенситну фазу в пакетно-рейчасту конфігурацію, що складається із мартенситних рейок, відокремлених тонкими плівками залишкового аустеніту. С тупінь обтискання при прокатці може бути різним і легко визначається фахівцем у даній галузі. Гартування краще проводити достатньо швидко для уникнення утворення шкідливих мікроструктур, таких, як перліт, бейніт, і часток чи виділів, і особливо утворення міжфазних виділів і часток, включаючи небажані карбіди і карбонітриди. У пакетно-рейчастих мартенситно-аустенітних зернах плівки залишкового аустеніту повинні складати, приблизно, від 0,5%(об.) до 15%(об.) від об'єму мікроструктури, і в кращому варіанті - приблизно, від 3%(об.) до 10%(об.), а в найкращому максимум 5%(об.) від об'єму мікроструктури. Трифазні сплави мають мікроструктуру, що складається з двох типів зерен - феритних зерен і пакетно-рейчастих мартенситно-аустенітних зерен, сплавлених разом у суцільну масу. Як і в двофазних сплавах, тут розмір індивідуальних 12 зерен не є критичним і може варіювати в широких межах. Для одержання найкращих результатів діаметр (або інший підходящий характеристичний лінійний розмір) зерен повинен лежати в межах, приблизно, від 2мкм до 100мкм, а в кращому варіанті - в межах, приблизно, від 5мкм до 30мкм. Кількість феритної фази відносно мартенситноаустенітної фази може бути різною. Проте, в більшості випадків найкращі результати отримуються, коли мартенситно-аустенітні зерна складають, приблизно, від 5% до 95% трифазної структури, у кращому варіанті - приблизно від 15% до 60%, а в найкращому - приблизно від 20% до 40% за масою. Трифазні сталі можна одержувати за допомогою процесу, в якому спочатку об'єднують між собою відповідні компоненти, потрібні для утворення сталі бажаного складу, після цього піддають їх взаємному просочуванню для одержання однорідної аустенітної стр уктури з елементами і компонентами у стані твердого розчину, як і при одержанні описаної вище двофазної сталі. Температура просочування в кращому варіанті лежить у межах, приблизно, від 900°С до 1170°С. Після утворення аустенітної фази склад сталі охолоджують до температури в міжкритичному інтервалі, тобто в інтервалі температур, де аустенітна і феритна фази співіснують у рівновазі між собою. Таким чином, це охолодження викликає перетворення частини аустеніту у феритні зерна, залишаючи решту матеріалу в а устенітній фазі. Відносні кількості кожної з двох фаз у рівновазі змінюються з температурою, до якої склад охолоджується на цій стадії, і залежать також від рівнів легуючих елементів. Розподіл вуглецю між цими двома фазами (також у рівновазі) так само змінюється в залежності від температури. Відносні кількості цих двох фаз не критичними для даного винаходу і можуть варіювати в широких межах. Температура, до якої склад охолоджують з метою утворення двофазної феритно-аустенітої структури, в кращому варіанті лежить у межах, приблизно, від 800°С до 1000°С. Як тільки утворюються феритні й аустенітні кристали (тобто як тільки досягається рівновага при заданій температурі у міжкритичній фазі), сплав швидко загартовують охолодженням в інтервалі мартенситного переходу для перетворення аустенітних кристалів на пакетно-рейчасту мартенситно-аустенітну мікроструктуру. Швидкість охолодження під час цього переходу повинна бути достатньо високою для того, щоб практично уникнути будь-яких змін у феритній фазі і небажаного розкладання аустеніту. В залежності від складу сталі та його здатності прогартовуватися при цьому для досягнення бажаної швидкості охолодження може використовуватися охолодження водою, хоча для деяких сталей достатнім є охолодження повітрям. У деяких сталях і, зокрема, таких, що є трифазними і містять 6% Сr, потрібна швидкість охолодження є достатньо малою і дозволяє використовувати о холодження повітрям. Розглянуті вище міркування стосовно двохфазних сплавів є повною мірою правочинними також для трифазних сплавів. 13 80009 Кращими складами двофазних сталей є такі, що містять, приблизно, від 0,04%(мас.) до 0,12%(мас.) вуглецю, від 0 до 11,0%(мас.) хрому, від 0 до 2,0%(мас.) марганцю і від 0 до 2,0%(мас.) кремнію, решта - залізо. Кращими складами трифазних сталей є такі, що містять, приблизно, від 0,02%(мас.) до 0,14%(мас.) вуглецю, від 0 до 3,0%(мас.) кремнію, від 0 до 1,5%(мас.) марганцю і від 0 до 1,5%(мас.) алюмінію, решта - залізо. Явище утворення виділів або інших дрібних часток у мікроструктурі після охолодження одержало узагальнену назву "самовідпуску". У деяких варіантах здійснення винаходу як для двофазних, так і для трифазних сталей, самовідпуску потрібно уникати, застосовуючи відносно велику швидкість охолодження. Мінімальні швидкості охолодження, за яких вдається уникати самовідпуску, можна легко визначити за допомогою діаграми типу перетворення-температура-час для даного сплаву. На типовій діаграмі цього типу по вертикальній осі відкладена температура, по горизонтальній осі час, а криві на діаграмі відмічають зони, де кожна фаза існує чи сама по собі, чи в комбінації з іншою фазою або фазами. Одна з діаграм цього типу показана, наприклад, у вищезгаданому [патенті США №6,273,968 В1 (Thomas)]. На цій діаграмі мінімальна швидкість охолодження проходить по лінії зниження температури в часі, яка упирається зліва в С-подібну криву. Справа від кривої простягається зона існування карбідів. Отже, швидкість, що дозволяє уникнути утворення карбіду, проходить уздовж однієї з ліній, що залишається з лівої сторони цієї кривої. Таким чином, дотична до цієї кривої лінія, що має найменшу крутизну, визначає собою найнижчу швидкість охолодження, за якої утворення карбіду все ще вдається уникнути. Використовувані тут терміни "міжфазне виділення" і "міжфазні виділи" означають утворення дрібних часток сплаву в місцях між фазами мартенситу й аустеніту, тобто між рейками і тонкими плівками, котрі ці рейки відокремлюють одна від одної. Термін "міжфазні виділи" не стосується самих аустенітних плівок. При цьому міжфазні виділи слід відрізняти від "внутрішньофазних виділів", котрі є виділами, розташованими усередині мартенситних рейок, а не уздовж поверхонь поділу між мартенситними рейками й аустенітними плівками. Міжфазні виділи розміром у діаметрі, приблизно, 500 ангстремів і менше не є шкідливими для ударної в'язкості і можуть навіть її збільшувати. Таким чином, явище самовідпуску не обов'язково є шкідливим за умови, що самовідпуск обмежується внутрішньофазним виділенням і не викликає міжфазне виділення. Використовуваний тут вираз "практично без карбідів" означає, що в разі наявності карбідів їх розподіл і кількість є такими, що вплив їх на експлуатаційні характеристики сталі і, зокрема, на антикорозійні властивості остаточної сталі є зневажливо малим. В залежності від складу сплаву швидкість охолодження, що є достатньо високою для запобігання утворенню карбіду або виникненню явища самовідпуску, в загальному випадку може бути такою, що вона може досягатися шляхом охолодження повітрям, або такою, що потребує о холо 14 дження водою. У випадку складів сплавів, у яких самовідпуску при повітряному охолодженні можна уникнути, повітряне охолодження може застосовуватися навіть тоді, коли рівні деяких легуючих елементів є зменшеними, за умови, що рівні інших легуючи х елементів збільшені. Наприклад, зменшення кількості вуглецю, хрому або кремнію може бути компенсоване збільшенням рівня марганцю. Процеси та умови, запропоновані в зазначених вище патентах США, і, зокрема, термообробки, здрібнення зерна, онлайнового кування і застосування прокатних станів для круглих, плоских та інших форм заготовок, можуть використовуватися на практиці здійснення даного винаходу для нагрівання складу сплаву до а устенітної фази, охолодження сплаву від а устенітної фази до міжкритичної фази у випадку трифазних сплавів, а потім охолодження в інтервалі мартенситного переходу. Прокатка при цьому проводиться в регульованому режимі за дві і більше стадій під час процесів аустенізації і першої стадії охолодження, наприклад, для сприяння дифузії легуючи х елементів з метою утворення гомогенної аустенітної кристалічної фази і потім деформації кристалічних зерен і збереження енергії деформації в цих зернах, у той час як на другій стадії о холодження прокатка може служити для заведення свіжо утворюваної мартенситної фази в пакетно-рейчасту конфігурацію із мартенситних рейок, відокремлених тонкими плівками залишкового аустеніту. Ступінь обтискання при прокатці може бути різною і легко визначається фахівцем у даній галузі. У пакетно-рейчастих мартенситно-аустенітних кристалах плівки залишкового аустеніту складають, приблизно, від 0,5%(об.) до 15%(об.) від об'єму мікроструктури, в кращому варіанті - приблизно від 3%(об.) до 10%(об.), і в найкращому - максимум 5%(об.) від об'єму мікроструктури. Частина аустеніту відносно всієї три фазної мікроструктури складає максимум, приблизно, 5%(об.). Фактична ширина плівки залишкового аустеніту в кращому варіанті лежить у межах, приблизно, від 50 ангстремів до 250 ангстремів і в кращому варіанті становить, приблизно, 100 ангстремів. Частина аустеніту відносно всієї трифазної структури в загальному випадку складає максимум 5%. Згадувані в даному параграфі процеси прокатки слід відрізняти від холодної деформації, що проводиться згідно з даним винаходом після утворення пакетно-рейчастої мартенситно-аустенітної мікроструктури незалежно від того, є вона двофазною або частиною трифазної структури. Нижче розглянуто приклади здійснення даного винаходу, що несуть виключно ілюстративне спрямування. Приклад 1 Даний приклад ілюструє деформацію стрижня вуглецевої сталі з пакетно-рейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою шляхом холодного протягування згідно з даним винаходом до 99% обтискання за площиною поперечного перерізу. Експеримент у відповідності з даним прикладом був проведений зі стальним стрижнем діаметром 6мм, до складу якого входили вуглець 0,1% (мас), кремній 2,0% (мас), хром 0,5% (мас), марга 15 80009 нець 0,5% (мас.) і решта - залізо, а мікроструктура складалася із зерен діаметром, приблизно, 50мкм, кожне з яких складалося із рейок мартенситу завтовшки, приблизно, 100нм, що чергувалися з тонкими плівками аустеніту завтовшки, приблизно, 10нм, без феритної фази, а кожне зерно, крім того, оточувалося аустенітною оболонкою завтовшки, приблизно, 10нм. Стрижень був виготовлений методом, описаним у сумісно поданій [заявці на патент США сер. №10/017,879 від 14 грудня 2001р.]. Стальний стрижень, який не мав покриття, очистили і змастили, після чого піддали холодному протягуванню через змащені матриці за 15 проходів при температурі 25°С до діаметра 0,0095 дюйма (0,024см). При остаточномудіаметрі дроту 0,0105 дюйма (0,027см), який був отриманий внаслідок загального 99% обтискання за площиною поперечного перерізу, дріт мав міцність щодо розтягання 390 кілофунт-сила/кв.дюйм (2690МПа). Приклад 2 У даному прикладі подана інша ілюстрація холодного протягування стрижнів із вуглецевої сталі 16 з пакетно-рейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою у відповідності з даним винаходом. У цьому прикладі використовувалися два різні сплави -Fe/8Cr/0,05C і Fe/2Si/0,1C - з мікроструктурою, що складалася із зерен діаметром, приблизно, 50мкм, де кожне зерно складалося із рейок мартенситу завтовшки, приблизно, 150нм, що чергувалися з тонкими плівками аустеніту завтовшки, приблизно, 10нм, і не містило значної кількості феритної фази. При цьому кожне зерно було оточене аустенітною оболонкою завтовшки, приблизно, 10нм. Зазначені стальні стрижні діаметром 6мм очистили і змастили на поверхні, після цього піддали холодному протягуванню через змащені матриці шляхом послідовних проходів при температурі 25°С. Застосований при цьому протокол протягування для сплаву Fe/8Cr/0,05C наведений у Таблиці І. Аналогічний протокол використовувався для сплаву Fe/2Si/0,1C. У даній таблиці Ао означає початковий діаметр стрижня, а А - діаметр стрижня після кожного проходу. Таблиця І Протокол протягування сталі Fe/8Cr/0,05C з пакетно-рейчастою мартенситною мікроструктурою практично без фериту Номер проходу Діаметр, мм Істинна загальна дефо- Обтискання за площиною Загальне обтискання за рмація, Іn(А/Ао) за один прохід, % площиною, % (початковий) 6,000 0,0 0,0 0,0 1 0,7 48,2 48,2 2 3,4 1,1 37,0 67,3 3 2,7 1,6 37,1 79,4 4 2,2 2,0 34,0 86,4 5 1,8 2,5 36,6 91,4 6 1,4 2,9 38,5 94,7 7 1,0 3,5 45,4 97,1 Міцність щодо розтягання виміряли на вихідному стрижні і після кожного проходу, а по отримуваних результатах будували графіки залежності від істинної загальної деформації, подані на Фіг.2, де квадрати відповідають сплаву Fe/8Cr/0,05C, a ромби - сплаву Fe/2Si/0,1C. На цих графіках можна бачити, що міцність щодо розтягання обох сплавів досягає, приблизно, 2000МПа наприкінці процесу протягування із загальним обтисканням за площею поперечного перерізу 97%. Приклад 3 Даний приклад ілюструє процес холодної деформації у відповідності з винаходом при використанні стрижнів із вуглецевої сталі з пакетнорейчастою мартенситно-аустенітною мікроструктурою, що містила третю фазу у вигляді кристалів фериту (в додаток до рейок мартенситу і тонких плівок аустеніту, тобто у трифазній мікроструктурі). У цьому прикладі проводили деформацію сталі Fe/2Si/0,1C з мікроструктурою, що складалася із фериту, сплавленого з пакетно-рейчастими зернами, подібними описаним вище в Прикладах 1 і 2, що містили мартенситні рейки, які чергувалися з тонкими плівками аустеніту, а зерна були оточені аустенітною оболонкою. Стрижні були виготовлені методом, описаним [у заявці на патент США №10/017,847, поданій 14 грудня 2001р.], при використанні температури повторного нагріву 950°С для досягнення вмісту фериту 70% від об'єму мікроструктури. Початковий діаметр стрижня складав 0,220 дюйма (5,59мм), а холодна деформація здійснювалася шляхом протягування цих стрижнів через змащені конічні матриці при температурі 25°С за 15 проходів з обтисканням, приблизно, 36% за прохід до кінцевого діаметра 0,037 дюйма (0,94мм). Застосований у цьому прикладі протокол протягування наведений у Таблиці II, де Ао позначає початковий діаметр стрижня, А - діаметр стрижня після кожного проходу. 17 80009 18 Таблиця II Протокол протягування сталі Fe/2Si/0,1C з трифазною мікроструктурою Номер проходу (початковий) 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 Діаметр, мм 6,050 4,580 3,650 2,910 2,320 1,870 1,660 1,320 1,090 0,910 0,756 0,624 0,526 0,437 0,390 0,359 Істинна загальна дефо- Обтискання за площиною Загальне обтискання за рмація, Іn(А/Ао) за один прохід, % площиною, % 0,00 0,00 0,00 0,56 42,69 42,69 1,01 36,49 63,60 1,46 36,44 76,86 1,92 36,44 85,29 2,35 35,03 90,45 2,59 21,20 92,47 3,04 36,77 95,24 3,43 31,81 96,75 3,79 30,30 97,74 4,16 30,98 98,44 4,54 31,87 98,94 4,89 28,94 99,24 5,26 30,98 99,48 5,48 20,35 99,58 5,65 15,27 99,65 Міцність щодо розтягання остаточного дроту становила 2760МПа (400 кілофунт-сила/кв.дюйм). Приклад 4 Даний приклад являє собою ще одну ілюстрацію холодної деформації стрижнів із вуглецевої сталі, мікроструктура яких складалася із пакетнорейчастих мартенситно-аустенітних і феритних кристалів у відповідності з даним винаходом. Холодній деформації піддавали круглий стрижень зі сталі Fe/2Si/0,1C, як у Прикладі 3, з мікроструктурою, що складалася із фериту, сплавленого з пакетно-рейчастими зернами, подібними описаним вище в Прикладах 1 і 2, що містили мартенситні рейки, які чергувалися з тонкими плівками аустеніту, і були оточені аустенітною оболонкою. Стрижень зазначеного складу був виготовлений за допомогою загального методу, описаного [в заявці на патент США №10/017,847, поданій 14 грудня 2001р.]. У даному випадку стрижень спочатку був підданий гарячій прокатці до діаметра 0,25 дюйма (6,35мм), а потім нагрітий до 1150°С і витриманий при цій температурі протягом, приблизно, 30 хвилин для аустенізації складу, а після цього загартований у льодяному сольовому розчині для перетворення аустеніту на практично 100%-й мартенсит, після чого стрижень знову швидко нагріли для перетворення його структури на, приблизно, 70% фериту і 30% аустеніту. Далі стрижень загартували у льодяному сольовому розчині для перетворення аустеніту на пакетно-рейчасту мартенситно-аустенітну структуру. Після цього стрижень піддали холодному протягуванню за 7 проходів з 35% обтисканням за прохід до остаточного діаметра 0,055 дюйма (1,40мм) і в результаті цього набув міцності щодо розтягання 1875МПа (272 кілофунт-сила/кв.дюйм). У паралельному експерименті стрижень такого самого складу, підданий аналогічній початковій обробці, був підданий холодному протягуванню за 13 проходів з 35% обтисканням за прохід до остаточного діаметра 0,015 дюйма (0,37мм), набувши в результаті міцність щодо розтягання 2480МПа (360 кілофунтсила/кв.дюйм). Приклад 5 Даний приклад є ще однією ілюстрацією процесу холодної деформації стрижнів із вуглецевої сталі, мікроструктура яких складалася із пакетнорейчастих мартенситно-аустенітних і феритних кристалів у відповідності з даним винаходом, де демонструється ефект варіювання відносних кількостей пакетно-рейчастого мартенсит-аустеніту і фериту. Об'єктом експерименту була легована сталь Fe/2Si/0,1C, як у Прикладах 3 і 4, а стрижні були виготовлені так, як описано в Прикладі 4, при використанні різних температур повторного нагріву, що давали різні рівні вмісту фериту - 0%, 56%, 66% і 75%, котрі відповідали вмісту пакетнорейчастої мартенситно-аустенітної фази - 100%, 44%, 35% і 25% за об'ємом. Усі чотири мікроструктури піддавали протягуванню згідно з протоколом, аналогічним наведеному в Таблиці II, а отримувані в результаті величини міцності щодо розтягання подані у формі графіків залежності від істинної загальної деформації на Фіг.1, де квадрати відповідають сплаву зі 100% пакетно-рейчастою структурою, трикутники відповідають сплаву із 44% пакетно-рейчастою структурою, кружки відповідають сплаву із 34% пакетно-рейчастою структурою, ромби - сплаву з 25% пакетно-рейчастою структурою. На цих графіках можна бачити, що всі чотири мікроструктури мали міцність щодо розтягання суттєво вищу 2000МПа, а ті, в яких пакетнорейчаста мартенситно-аустенітна частина структури перевищувала 25%, демонстрували величини міцності щодо розтягання, вищі, ніж мікроструктура, в якій пакетно-рейчаста частина становила 25%. Усе вищевикладене має передусім ілюстративне спрямування. Цілком зрозуміло, що вміст да 19 80009 ного опису не виключає інших можливих варіантів різноманітних параметрів складу сталей, а також процесів і умов їх обробки, що не суперечать ідеї та новизні даного винаходу. Такі варіанти та мо Комп’ютерна в ерстка Т. Чепелев а 20 дифікації можуть бути легко здійсненні фахівцями в даній галузі і також охоплюються об'ємом винаходу. Підписне Тираж 26 прим. Міністерство осв іт и і науки України Держав ний департамент інтелектуальної в ласності, вул. Урицького, 45, м. Київ , МСП, 03680, Україна ДП “Український інститут промислов ої в ласності”, вул. Глазунова, 1, м. Київ – 42, 01601