способ производства литых изделий

Формула изобретения

Способ производства литых изделий из малоуглеродистой низколегированной стали, включающий выплавку стали и разливку в ковш, кристаллизацию отливок и термообработку путем нормализации, отличающийся тем, что сталь дополнительно микролегируют путем ввода при разливке в ковш азота в количестве 0,006-0,032 мас.% и при отношении содержания кремния к азоту более 50 и менее 16 проводят дополнительную термообработку путем нагрева до температуры, определяемой по эмпирической формуле

t_н=(940÷960)C°-40(Mn-Si)-200(C+N),

где - t_н температура, С°;

Mn, Si, С, N - содержание, мас %,

выдержки и последующего охлаждения со скоростью 6-50 С°/мин.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к металлургии, в частности к производству стальных литых изделий ответственного назначения, имеющих сложную конфигурации, работающих в условиях высоких нагрузок, которые должны проявлять высокий уровень пластических свойств в интервале температур от -60 до +200°С. Такие изделия применяются в судостроении, вагоностроении при изготовлении платформ большой грузоподъемности, сварных конструкций в северном исполнении и т.п.

Известен способ производства литых деталей из малоуглеродистой низколегированной стали, включающий выплавку полупродукта в виде жидкой стали в мартеновских печах с последующей доводкой в агрегате "ковш-печь", где жидкую сталь продувают нейтральным газом (аргоном) и нагревают до необходимой температуры. После выплавки производят разливку стали, кристаллизацию отливок и их термообработку путем нормализации (см. В.П.Рогова и др. Влияние внепечной обработки на химсостав и свойства стали для вагоностроения. В журнале "Металлургия машиностроения", 2004 г., №4, с.11-14).

В промышленном производстве суммарное время термообработки крупных (более 500 кг) изделий измеряется часами, а охлаждение на воздухе происходит достаточно медленно, поэтому структура металла, полученного в производственных условиях, от структуры металла, полученного в лабораторных условиях, отличается большей неоднородностью и крупнозернистостью. Это ухудшает показатели ударной вязкости материала при отрицательных температурах.

Недостатком способа является необходимость использования агрегата "ковш-печь" при выплавке металла, а также невысокий уровень низкотемпературной ударной вязкости металла изделий, получаемых в условиях промышленного производства, обусловленный неоднородностью и крупнозернистостью структуры металла.

Наиболее близким по технической сущности к получаемому результату и выбранным в качестве прототипа является способ производства литых изделий из малоуглеродистой низколегированной стали, включающий выплавку, разливку, кристаллизацию отливок и их термообработку путем нормализации (см. ОСТ 32.183-2001 "Тележки двухосные грузовых вагонов колеи 1520 мм. Детали литые. Рама боковая и балка надрессорная. Технические условия", МПС России, введен в действие 01.04.2002 г.).

Данный способ не требует использования специального оборудования (типа ковш-печь) для выплавки металла. Однако этот способ, как и описанный выше, не позволяет получить в условиях промышленного производства изделия с однородной мелкозернистой структурой и, следовательно, обеспечить требуемый уровень низкотемпературной ударной вязкости металла полученных изделий.

Задачей настоящего изобретения является повышение ударной вязкости при отрицательных температурах.

Техническим результатом, получаемым при реализации настоящего изобретения, является уменьшение размера зерна получаемой структуры металла.

Указанная задача решается за счет того, что в известном способе производства литых изделий из малоуглеродистой низколегированной стали, включающем выплавку и разливку стали, кристаллизацию отливок и их термообработку путем нормализации, согласно изобретению сталь дополнительно микролегируют путем ввода при разливке в ковш азота в количестве 0,006-0,032 мас.% и при отношении содержания кремния к азоту более 50 и менее 16 проводят дополнительную термообработку путем нагрева до температуры, определяемой по формуле:

t_H=(940÷960)°C-40(Mn-Si)-200(C+N),

где t_H - температура в °C,

Mn - содержание марганца в мас.%,

Si - содержание кремния в мас.%,

С - содержание углерода в мас.%,

N - содержание азота в мас.%,

выдержки и последующего охлаждения со скоростью 6-50 °С/мин.

Исследования, проведенные по источникам патентной и научно-технической информации, показали, что заявляемый способ неизвестен и не следует явным образом из изученного уровня техники, т.е. соответствует критериям новизна и изобретательский уровень.

Заявляемый способ может быть осуществлен на любом предприятии, специализирующемся в данной отрасли, т.к. для этого требуются известные материалы и стандартное оборудование, и широко использован при производстве стальных литых изделий, т.е. является промышленно применимым.

Микролегирование стали азотом в заявленном количестве позволяет добиться образования вторичных нитридов (карбонитридов), диспергирующих структуру литья и тормозящих рост зерен при термообработке. Данные частицы сдерживают рост зерен феррита и, что особенно важно, аустенита при нагреве, выдержке и охлаждении металла, обеспечивая формирование мелкозернистой однородной структуры готового изделия. Такой фазой, обеспечивающей тормозящий (ингибирующий) эффект при введении дополнительного азота, являются частицы нитрида кремния Si₃ N₄ и частично нитрида алюминия. Экспериментально установлено, что при содержании 0,006-0,032 мас.% азота в стали и при отношении содержания азота к кремнию 16-50 обеспечивается формирование эффективной тормозящей нитридной фазы с оптимальными параметрами. Большее количество азота приводит как к образованию крупных нитридов, неэффективно тормозящих зеренную структуру, так и к повышению хрупкости металла вследствие увеличенной газонасыщенности изделий. Меньшее количество азота не обеспечивает достаточной плотности распределения дисперсных фаз, необходимых для стабилизации структуры.

В условиях недостатка ингибиторной фазы добиться измельчения зеренной структуры в готовых изделиях позволяет проведение повторной термообработки. Дополнительное прямое и обратное превращение при данной операции, увеличивая число центров зарождения аустенитных и ферритных зародышей, приводит к повышению однородности и диспергированию микроструктуры. Важным при этом является подавление (торможение) роста аустенитных зерен, что реализуется за счет ограничения температуры нагрева (t_H) и регламентирования скорости охлаждения.

Температура нагрева при повторной термообработке не должна превышать температуры аномального роста аустенитного зерна, т.е. она должна быть выше А _C3 - температуры завершения полиморфного превращения феррита в аустенит при нагреве и ниже температуры коагуляции (растворения) низкотемпературных вторичных нитридов в аустените. Легирующие элементы и микролегирующие добавки влияют на положение критических точек и на растворимость дисперсных нитридных фаз. Эмпирически их влияние выражается зависимостью t_H=(940÷960)°С-40(Mn-Si)-200(C+N).

Проведение охлаждения со скоростью не ниже 6°С/мин предопределяется необходимостью получения дисперсной перлитной структуры (типа сорбита) с межпластинчатыми расстояниями меньше микрона и увеличения доли эвтектоида (точнее псевдоэвтектоида) в структуре и соответственно уменьшения в нем содержания углерода.

Проведение охлаждения со скоростью более 50°С/мин сопровождается возникновением структур игольчатой морфологии (типа бейнит-видманштетт) и снижением низкотемпературной вязкости.

Заявляемый способ был опробован в условиях промышленного производства при изготовлении боковых рам тележек грузовых железнодорожных вагонов.

Выплавку стали, содержащую (в мас.%) 0,21 С; 0,25 Si; 1,2 Mn; 0,13 Cr; 0,12 Ni; 0,12 Cu и 0,05 Al, осуществляли в 30-тонной электропечи. После этого металл порционно выпускали в разливочные ковши, где осуществляли окончательное раскисление и легирование, получая различные содержания Si (0,32%; 0,4%; 0,5%) и N (0,006%; 0,008%; 0,012%; 0,020%; 0,032%). Далее заливали металл в формы и после кристаллизации подвергали отливки термообработке путем нормализации (нагрев до 920°С, выдержка 1 час, охлаждение на воздухе). В термообработанном металле оценивали зеренную структуру, относительное сужение как наиболее объективную механическую характеристику пластичности металла, а также ударную вязкость при температуре +20°С на образцах с U-образным надрезом и при температуре -60°С на образцах с V и U-образными надрезами по ГОСТ 9454.

Результаты испытаний представлены в таблице 1, из которой видно, что:

1. Изготовление литых изделий по способу-прототипу (т.е. без микролегирования стали азотом в указанном диапазоне) привело к формированию в изделии крупнозернистой структуры и получению низких значений относительного сужения и ударной вязкости (вар.1).

2. Изготовление литых изделий по заявляемому способу (т.е. с проведением микролегирования стали азотом в указанном диапазоне) приводит к формированию мелкозернистой структуры (d не более 20 мкм) и существенному повышению значений относительного сужения ( не менее 59,4%), ударной вязкости (не менее 13 кгс·м/см²), (не менее 2,0 кгс·м/см²) см. вар.3-5, 8-10, 14-15. В этих вариантах легирования отношение содержания кремния и азота находится в пределах 16-50.

3. В случае соотношения кремния и азота более 50 и менее 16 (вар.2, 6, 7, 11, 13, 16) формируется крупнозернистая структура и соответственно значения относительного сужения оказываются меньше 58%, ударной вязкости и оказываются меньше 9,8 кгс·м/см² и 1,1 кгс·м/см².

Далее изделия, соответствующие вариантам, показавшим неудовлетворительный уровень ударной вязкости и низкий уровень относительного сужения, подвергали повторной термообработке при 800°С, 940°С и температуре tн, рассчитанной по приведенной формуле.

Пример расчета t_H:

а) содержание в мас.%: С - 0,21; Mn - 1,2; Si - 0,32; N - 0,006

t_H =(940÷960)°С-40(1,2-0,32)-200(0,21+0,006)=861,6÷881,6°С

б) содержание в мас.%: С - 0,21; Mn - 1,2; Si - 0,5; N - 0,032

t_H=(940÷960)°С - 40(1,2-0,5) - 200(0,21+0,032)=863,6÷883,6°С

Последующее охлаждение в температурном диапазоне развития превращения +ФКС, т.е. от А_r3 до 650-680°С вели со скоростями 2, 6, 50, 80°С/мин и далее на воздухе (или с указанными скоростями до охлаждения). После этого оценивали размер зерна, относительное сужение и ударную вязкость при температуре +20°С на образце с U-образным надрезом и при температуре -60°С на образцах c V и U-образными надрезами по ГОСТ 9454 (таблица 2). Здесь же приведены значения этих показателей для изделий, прошедших однократную термообработку.

Результаты, приведенные в таблице 2, показывают, что:

1. Проведение дополнительной термообработки на металле, полученном по способу-прототипу, не привело к существенным изменениям зеренной структуры, значений относительного сужения и ударной вязкости (вар.1-5).

2. Повторная термообработка металла, микролегированного азотом, по сравнению с однократной термообработкой позволяет существенно измельчить зеренную структуру (d менее 24 мкм), повысить относительное сужение ( более 59%) и ударную вязкость более 12 кгс·м/см², более 4,9 кгс·м/см² и более 1,9 кгс·м/см²). Однако достигается это лишь в случае проведения повторной термообработки по оптимизированному режиму, т.е. при значении t _H, рассчитанной по приведенной формуле, и последующего охлаждения металла со скоростями в диапазоне 6-50°С/мин (вар.11, 12, 22, 23, 33, 34, 44, 45, 55, 56, 66 и 67).

3. Проведение повторной термообработки при температурах 800°С и 940°С так же, как и охлаждение со скоростями менее 6°С/мин и более 50°С/мин, не приводит к улучшению структуры, относительного сужения и ударной вязкости металла (вар.7-10, 13-16, 18-21, 24-27, 29-32, 35-38, 40-43, 46-49, 51-54, 57-60, 62-65, 68-71).

Таким образом, очевидно, что заявляемый способ производства литых изделий позволяет добиться уменьшение размера зерна получаемой структуры металла и за счет этого обеспечить повышение значений относительного сужения и ударной вязкости при положительных и отрицательных температурах.

Таблица 1. Влияние содержания азота и кремния в стали на низкотемпературную ударную вязкость и размер зерен
№	Содержание кремния, мас.%	Содержание азота, мас.%	Отношение содержаний кремния и азота	кгс·м/см2	кгс·м/см2	кгс·м/см2	Размер зерна, мкм	Относительное сужение , %
1	0,4	Прототип 0,004	100	9,5	3,05	1,05	33	57,2
2	0,32	0,006	53	9,7	3,0	1,0	32	57,3
3	0,32	0,008	40	13,5	5,7	2,5	18	60,1
4	0,32	0,012	27	14,0	6,2	2,8	17	62
5	0,32	0,020	16	13,8	5,4	2,4	18	59,5
6	0,32	0,032	10	8,8	3,1	0,87	30	56,3
7	0,40	0,006	66	9,2	3,1	0,9	29	56,8
8		0,008	50	13,0	5,4	2,3	20	59,4
9		0,012	33	14,7	6,8	3,0	17	62,5
10		0,020	20	14,5	6,2	2,8	18	61,2
11		0,032	11	8,9	3,0	0,7	30	56,2
12	0,50	0,006	83	9,0	3,4	0,7	29	56,3
13		0,008	63	9,3	4,0	0,95	29	57,4
14		0,012	42	13,0	6,0	2,7	20	61,5
15		0,020	25	13,8	6,3	2,9	18	62,0
16		0,032	14	9,6	4,0	1,05	32	57,9

Таблица 2. Влияние режима дополнительной термообработки на размер зерна и низкотемпературную пластичность металла
№ п/п	Отношение содержаний Si и N	Количество термообработок	Температура повторной термообработки, °С	Скорость охлаждения после повторной термообработки, °С/мин	кгс·м/см2	кгс·м/см2	кгс·м/см2	Размер зерна, мкм	Относительное сужение , %
1	Прототип	1	-	-	9,6	3,05	1,05	33	57,0
2		2	865 (tH)	6	9,8	3,4	1,1	31	57,4
3				50	10,0	3,5	1,15	30	57,4
4			940	6	9,9	3,6	1,2	29	58,0
5				50	10,0	3,7	1,2	29	58,1
6	53	1	-	-	9,5	3,0	1,0	32	57,3
7		2	800	2	9,5	2,8	0,95	35	57,2
8				6	9,8	3,0	1,05	30	58,0
9				50	10,1	3,1	1,15	30	57,2
10			865 (t H)	2	10,4	3,5	1,3	29	58,3
11				6	12,1	5,0	2,0	21	59,4
12				50	12,2	5,1	2,1	21	60,4
13				80	11,2	3,8	1,4	28	58,4
14			940	6	9,9	3,1	1,1	32	57,2
15				50	9,8	3,0	1,1	32	57,2
16				80	10,1	3,2	1,2	31	57,6
17	10	1	-	-	8,9	3,1	0,87	30	55,2
18		2	800	2	10,3	3,5	1,25	29	56,0
19				6	10,5	3,6	1,3	28	57,0
20				80	10,3	3,9	1.3	28	56,9
21			870 (t H)	2	10,4	4,0	1,3	29	57,2
22				6	12,5	5,0	2,1	23	60,0
23				50	12,7	5,0	2,1	22	60,2
24				80	10,4	4,0	1,35	29	57,3
25			940	6	10,0	3,2	1,15	31	57,2
26				50	10,1	3,5	1,25	30	58,0
27				80	9,9	3,3	1,15	30	57,0
28	66	1	-	-	9,2	3,1	0,9	29	56,2
29		2	800	2	10,3	3,4	1,2	29	58,1
30				6	11,2	3,8	1,45	29	58,8
31				50	10,4	4,0	1,3	29	58,0
32			870 (t H)	2	10,2	3,6	1,25	30	57,5
33				6	12,3	5,3	2,0	21	60,1
34				50	13,0	5,5	2,2	20	59,8
35				80	10,4	3,8	1,3	28	58,2
36				2	10,4	3,7	1,25	30	57,9
37				50	10,5	3,6	1,25	29	58,3
38				80	10,6	3,7	1,35	29	58,5
39	11	1	-	-	8,2	3,0	0,7	30	55,4
40		2	800	2	8,4	2,6	0,75	35	56,0
41				6	9,5	3,1	1,10	32	57,0
42				50	10,0	3,4	1,15	31	57,2
43			870 (t H)	2	11,0	4,2	1,4	29	58,2
44				6	12,6	5,0	2,1	20	60,5
45				50	13,0	5,7	2,3	20	61,5
46				80	10,6	4,0	1,35	30	57,2
47			940	6	10,4	4,3	1,35	31	57,0
48				50	10,9	4,3	1,40	31	58,1
49				80	11,2	4,5	1,40	30	59,0
50	63	1	-	-	9,8	4,0	0,95	29	57,0
51		2	800	6	9,7	2,7	1,0	32	57,2
52				50	9,9	3,1	1,05	31	56,9
53				80	10,2	3,2	1,25	31	56,9
54			875 (t H)	2	9,9	3,4	1,20	29	57,8
55				6	13,4	5,7	2,35	19	61,8
56				50	14,0	5,8	2,4	19	62,0
57				80	11,7	3,8	1,7	28	58,7
58			940	2	10,4	4,0	1,30	29	58,0
59				50	10,6	4,1	1,35	30	58,1
60				80	10,8	4,1	1,45	29	58,3
61	14	1	-	-	9,9	4,0	1,05	32	57,1
62		2	800	6	9,8	2,6	1,05	31	57,1
63				50	10,1	3,1	1,15	30	57,5
64				80	11,0	3,4	1,4	30	58,4
65			875 (t H)	2	10,8	3,4	1,35	29	58,2
66				6	14,5	5,6	2,5	18	62,3
67				50	14,8	5,6	2,6	18	64,0
68				80	11,8	3,7	1,6	28	58,5
69			940	6	10,4	3,3	1,30	30	58,0
70				50	10,8	3,5	1,4	30	58,1
71				80	10,8	3,5	1,45	29	58,5